チタンクラッドマグネシウム合金板の成形加工と突き合わせ接合
大阪府立大学 大学院工学研究科 物質・化学系専攻 マテリアル工学分野
教授 井上 博史
（平成 25 年度一般研究開発助成 AF-2013033）
キーワード：焼鈍条件，絞り成形性，レーザ溶接
１．研究の背景と目的製に成功している 1)．

マグネシウムは実用金属材料の中で最も軽量であり，上述のように，多機能な TCM 板ではあるが，実用化す比強度が高く，振動吸収性，切削性，耐くぼみ性，リサイるには最終製品を想定した研究開発が不可欠である．用途クル性に優れているなどの数多くの利点がある．その反面，として携帯用電子機器や輸送機器，福祉機器などの部材が中性・酸性域での低い耐食性や最密六方晶の底面集合組織考えられる．Ti 層を凸側とした室温での曲げ加工性は，最に起因する乏しい常温加工性などの改善すべき欠点も多大引張ひずみが Ti 表面に働き，[0001]//ND の底面集合組い．一方，チタンも軽量かつ高比強度であり，耐食性，意匠性に優れるとともに，常温加工性も良好である．しかし織を有する凹側の Mg 合金層では{10 1 2}< 1 011>双晶形成が起こりやすいため，非常に良好である．TCM 板の意匠ながら，両者の比重を比較すると，材料の軽量化にはマグ性を活かした携帯用電子機器筐体などの部材への実用化ネシウムの方が有利である．には絞り成形性の評価も必要である．Ti と Mg 合金の界面

そこで，マグネシウムの欠点である耐食性を改善するた強度が絞り成形性に影響を及ぼし，界面強度が低いと角筒めに，実用マグネシウム合金の表面に耐食性の優れたチタ

絞り試験では側壁部ではく離が起こる．また，TCM 板でンを被覆し，実質的にチタンと同等の耐食性を得るとともは接合強度を上げるために温間圧延接合後に焼鈍を行っに，チタンの良好な強度・常温加工性・意匠性とマグネシているが，焼鈍温度が高いとカップ肩部で Ti に亀裂が入ウム合金の優れた軽量性・強度を活かした新規の軽金属材る場合がある．そのため，TCM 板の作製条件，特に温間料を開発することを目的として，マグネシウム合金とチタ圧延接合後の焼鈍条件を最適化する必要がある．

ンを温間圧延接合した「チタンクラッドマグネシウム合金

また，車両や福祉機器の様々な産業，例えば二輪車，車（TCM）板」を創製した 1), 2)．AZ31Mg/Ti 3) から AZ61Mg/Ti，椅子，パワーアシストスーツ等の構造部材としてパネルやAZ80Mg/Ti へと高強度化を図るとともに，当初の 0.9 mmフレームに TCM 板を用いることも想定している．この場厚から 0.5 mm 厚への薄肉化も達成してきた．開発してき合，TCM 板の突き合わせ溶接が可能であれば，Ti 被覆をた TCM 板は主として Mg 合金と Ti の厚さ比が 3:1 の 2 層外側とした大型パネルやパイプの作製が可能となる．

クラッド板（密度 2.46 g/cm3）であり，Mg 合金単板よりもTCM 板の溶接における大きな問題点は，構成金属の Mg

強度と成形性（絞り成形性，曲げ成形性，張り出し成形性）と Ti の融点が大きく異なること（それぞれ 923 K と 1941が遥かに優れていた．比強度，成形性，意匠性，耐食性にK）および Mg の沸点（1393 K）が Ti の融点よりも低いこ

優れた多機能な TCM 板を実用化するために，TCM 板のとである．これらの問題を解決するには，レーザ照射によ大型化にも取り組み，図 1 に示すように，厚さ 0.5 mm×幅る Ti 表面の局部加熱で Ti 層を部分的に溶融し，Mg 合金230 mm×長さ 200 m の AZ61Mg/1 種 Ti 薄板コイル材の作よりも熱伝導率がかなり低い Ti の熱伝導により融点が約1000 K 低い内部の Mg 合金層を溶融させる方法が有望である．
以上のことから，本研究では，TCM 板の実用化を目指して，①クラッド板のはく離や Ti 層での亀裂発生なしに絞り成形を行うために，絞り成形性に及ぼす温間圧延接合後の焼鈍条件の影響を検討すること，および②クラッドの形態を残したままレーザ溶接で継手効率の良好な突き合わせ接合を行う方法を確立することを目的とする．

図 1 AZ61Mg/1 種 Ti クラッド薄板長尺コイル材（内側：1 種 Ti，外側：AZ61Mg 合金）

２．実験方法2・1

TCM 板の絞り成形性に及ぼす焼鈍条件の影響

AZ80 Mg 合金板および 2 種 Ti 板の片面を金属ブラシがけし，623 K で圧延接合した．接合強度を高めるために，(a)(b)

アルゴンガスを流しながら焼鈍を施し，2 層の AZ80 Mg/2種 Ti クラッド板を作製した．焼鈍は 573～673 K で 600～1800 s 行った．一方，2 層 AZ61 Mg/1 種 Ti クラッド板は，
図 1 に示した薄板コイル材を切り出して使用した．このコ
イル材には圧延接合後の焼鈍（573 K-7200 s）がすでに施されている．さらに，このコイル材にアルゴンガスを流し

図 3 673 K-1800 s の追加焼鈍を(a)施さなかった試料とて 673 K-1800 s の追加焼鈍を施した．

(b)施した試料における角筒絞り試験後の外観

絞り成形性を評価するために，円筒絞り試験（ポンチ径15 mm，ポンチ肩半径 2 mm）を行い，成形可能な温度と3・1

TCM 板の絞り成形性に及ぼす焼鈍条件の影響速度を測定した．絞り試験は，絞り比 1.67，成形速度 0.167

AZ61 Mg/1 種 Ti クラッド板の角筒絞り試験後の外観を～3.33 mm/s，試験温度 348～473 K で行い，潤滑剤に二硫

図 3 に示す．絞り成形は通常，成形可能な温度が低く成形化モリブデンペーストを用いた．また，AZ61 Mg/1 種 Ti ク

可能な速度が大きいほど絞り成形性が良好である．追加焼ラッド板では角筒絞り試験（ポンチ寸法: 28 mm×18 mm，鈍を施さなかった試料は，温度 523 K，速度 0.1 mm/s の高ポンチ肩半径: 4 mm）を，成形速度 0.1～3.3 mm/s，成形温温・低速条件であっても側壁部でクラッド接合部の Ti と度 373～523 K で行った．AZ80 Mg/2 種 Ti クラッド板ではMg がはく離した（図 3(a)）．一方，673 K-1800 s の追加焼円筒絞り成形時にカップ肩部で Ti の割れが発生する場合

鈍を施した試料は，398 K，3.33 mm/s の低温・高速条件でがあり，この原因を調査するために，絞り成形後の各試料あってもはく離せず，良好な成形性を示した（図 3(b)）．の切断面を光学顕微鏡で観察し，Ti 層の厚さを測定した．

また，180°はく離試験によって得られた Ti 層と AZ61Mg層の界面接合強度は，追加焼鈍を施さなかった場合 0.12・2TCM 板のレーザ突き合わせ接合

N/mm，施した場合 4.1 N/mm であった．以上のことから，レーザ突き合わせ溶接用試料として，図 1 に示した 2 層はく離することなく角筒絞り成形するには，高温・長時間

AZ61Mg/1 種 Ti クラッド薄板コイル材（板厚 0.5 mm，の焼鈍によりはく離強度を上昇させる必要があると考え

AZ61Mg と Ti の厚さ比 3:1）を用いた.切断砥石で湿式切られる．

断した断面を突き合わせ，アルゴンガスを 20 l/min 流して

AZ61 Mg/1 種 Ti クラッド板よりも強度の高い AZ80

圧延方向と平行に Ti 側からレーザ照射を行った. AZ61Mg

Mg/2 種 Ti クラッド板 4) を用いて，円筒絞り成形性に及ぼ合金層の温度上昇を抑えるために，放熱用銅板による冷却す焼鈍条件の影響を調査した．円筒絞り成形可能な温度とまたは冷却水循環装置による強制水冷を行った銅製放熱速度の関係を図 4，試験後の外観を図 5 に示す．図 4 に示
2.4420T-1 / 10 3×K-1

レーザのスポットサイズと出力，試料移動速度を変化させて接合状態を調査した.溶接材の機械的性質を評価するた
めに接合面に垂直な方向に引張試験を行った（図 2）.また，溶接部の光学顕微鏡観察を行い，Ti 層と AZ61Mg 合金層の溶融状態を観察するとともに，EBSD 測定により微細組

4302.3440
573 K-600 s+673 K-1800 s
673 K-1800 s

4502.2

織と集合組織を調査した.さらに，溶接部と母材部の硬度

460

Ti割れ
2.10を測定し，組織と機械的性質の関係を検討した.

4701Drawable speed, v / mm s-1Temperature, T / K

治具を用いて AZ61Mg 合金側の表面（裏面）を冷却した.

2

図 4 AZ80Mg/2 種 Ti クラッド板の円筒絞り試験における成形可能速度と温度の関係(a)

図 2 突き合わせ溶接材の寸法と引張試験片採取方向

３．研究成果(b)

図 5 AZ80Mg/2 種 Ti クラッド板を(a) 673 K-1800 s 焼鈍した試料と(b) 573 K-600 s+673 K-1800 s の 2 段焼鈍
した試料における円筒絞り試験後の外観shoulder

0.1

2.5

400

2.4

420

2.3573 K-1200 s
573 K-1800 s
005
10Distance from the center, d / mmTi クラッド板の円筒絞り試験後の Ti 層厚さ2.20573 K-7200 s
573 K-7200 s+673 K-1800 s

12440Temperature, T / K

bottom

図 6 573 K で時間を変化させて焼鈍した AZ80Mg/2 種

Thickness of Ti layer, t / mm2.6side wall

T-1 / 10 3×K-1

Thickness of Ti layer, t / mm

0.23Drawable speed, v / mm s-1

図 8 AZ61Mg/1 種 Ti クラッド板の円筒絞り試験における成形可能速度と温度の関係分子が熱膨張し気泡を生じることで，部分的に接合されていない箇所ができたと考えられる．573 K-600 s 焼鈍後，

0.2

573 K-600 s+673 K-1800 s
673 K-1800 s
shoulder673 K-1800 s 焼鈍する 2 段階焼鈍では，気泡による部分的なはく離が起こることなく第 2 焼鈍の段階で接合強度を高められると考えられる．
AZ61 Mg/1 種 Ti クラッド板の円筒絞り試験結果を図 80.1bottomside wallに示す．追加焼鈍を施すことで，より低い温度で成形することが可能であり，AZ80 Mg/2 種 Ti クラッド板と同様に絞り成形性が向上した．したがって，健全な TCM 板の作

0製には低温・短時間と比較的高温・長時間からなる 2 段階

0510
Distance from the center, d / mm

図 7 AZ80Mg/2 種 Ti クラッド板の円筒絞り試験後のTi 層厚さに及ぼす第 1 焼鈍（573 K-600s）の効果焼鈍が有効であると言える 6)．
3・2

TCM 板のレーザ突き合わせ接合

0.5 mm 厚の 2 層 AZ61Mg/1 種 Ti クラッド薄板の突き合すように，圧延接合後に 673 K-1800 s のみ焼鈍した試料

わせ溶接部の光学顕微鏡写真を図 9 に示す．Ti 層とは，いずれの絞り条件においてもカップ肩部で Ti の割れAZ61Mg 合金層の混合は起こらず，Ti は Ti 同士で，が生じた（図 5(a)）．しかし，573 K-600 s の比較的低温・AZ61Mg 合金は AZ61Mg 合金同士で接合し，溶融部でも 2短時間で焼鈍した後に 673 K-1800 s の高温・長時間の追加焼鈍を施した試料は，肩部での Ti 割れが生じることなく絞り成形性が良好であった（図 5(b)）．そのため，はく離や割れを抑制して絞り成形性を向上させるには，このような 2 段階の焼鈍が必要であると考えられる．
AZ80 Mg/2 種 Ti クラッド板の円筒絞り性が良好な試料
および肩割れした試料の各焼鈍条件における Ti 層の厚さ200 μmを図 6 および図 7 に示す．上述の結果から接合強度を高め(a) 自然放熱, スポットサイズ ϕ 1.5 mm，出力 400 W，るには焼鈍を高温または長時間行うのが望ましい．しかし，試料移動速度 10 mm/s

573 K 焼鈍において 1800 s では Ti 肩部で割れが生じたのに対して，1200 s では割れが生じなかった（図 6）．Ti-Mg
二元系状態図 5) によると Ti と Mg の金属間化合物相が存在しないことから，カップ肩部で Ti と Mg 合金が局所的にはく離し，カップの外側表面の加工硬化した Ti に最大引張応力がかかったためと考えられる．一方，焼鈍温度が673 K の場合，Ti 層はより脆性的に破断した（図 7）．肩部200 μmのはく離による破断のほかに，Ti の酸化による割れが生(b) 水冷放熱，スポットサイズ ϕ 1.5 mm，出力 400 W，じ，そこから破断したと推察される．上述のようなはく離

試料移動速度 5 mm/sの原因に，焼鈍時に界面に存在する酸素や窒素などの気体

図 9 AZ61Mg/1 種 Ti クラッド板の溶接部断面写真

る．この値は主に母材部と溶接部の微細組織の違いによるものと推察される．
高い継手効率が得られた試料を用いて母材部と溶接部の EBSD 解析を行った結果を図 10 に示す 8)．母材部ではTi 層は多くの変形双晶を含む等軸に近い変形組織であるが，AZ61Mg 合金層は等軸粒からなる再結晶組織である．
クラッド界面近傍の Ti 層では解析不能点が多く，界面近傍の Ti はひずみが多く加工硬化した状態であると考えられる．溶接部では Ti 層は表面近傍の針状組織を除き，5020 μm(a) 母材部μm を超える粗大粒組織となっている．この粗大粒組織は凝固組織または粗大化した高温 β 相から α 相に相変態した組織と考えられる．AZ61Mg 合金層では板厚方向に伸長した凝固組織が認められ，このことは銅製水冷治具で冷却された部分から Ti 側に向かって凝固が進行したことを示
唆する．また EDS 分析の結果，溶接部の Ti 層と AZ61Mg合金層の界面にわずかながら TiAl に近い金属間化合物相の形成が認められた．溶融時に AZ61Mg 合金に含まれる100 μm(b) 溶接部

図 10 図 9(b)の試料における母材部と溶接部の EBSD
バンドコントラスト像
写真上部：Ti 層，写真下部：AZ61Mg 合金層
層クラッド状態は保持されている 7)．銅製放熱治具を自然冷却した場合に Ti 層近傍の AZ61Mg 合金にボイドが発生(a) 母材部するとともに放熱治具側の AZ61Mg 合金に大きな凹みが2 箇所発生したが，銅製放熱治具を水冷した場合，ボイドは発生せず AZ61Mg 合金の凹みもかなり小さくなった．
このようなボイドや凹みの発生は，レーザ照射により Ti表面が融点（1941 K）以上に加熱され，Ti の熱伝導を通し(b) 溶接部て AZ61Mg 合金層が Mg の沸点（1393 K）以上の温度まで

図 11 レーザ溶接による Ti 層の集合組織変化（左から加熱され気化したことよると考えられる．実際に，レーザ順に(0001), {01 0}, { 2 0}極点図）

溶接中に Mg の気化と思われる発煙が認められる場合があった．ボイドや凹みの発生と関連して，水冷放熱治具を使用した方がより高い継手強度を示した．引張試験において高い強度が得られた溶接条件では，0.2％耐力で評価した継手効率は 75%～83%，引張強さで評価した通常の継手効率は 64%～69%であった．後述のように，母材部では加工硬化した Ti 層と再結晶組織の AZ61Mg 合金層が 1:3 の(a) 母材部割合で存在し，溶接部では Ti 層が粗大粒組織で AZ61Mg合金層が伸長粒からなる凝固組織であること，およびAZ61Mg 合金層に凹みが存在することを考慮すると，突き合わせ溶接の継手効率は比較的良好であると言える．破断は全て溶接部で起こったため，溶接材の伸びは母材の伸び（~ 14%）と比べてかなり低い値（~ 1.0%）を示したが，引張試験片の平行部長さ（10 mm）と比較して溶融幅が小さいため（~ 2 mm），溶接部の伸びは 5%程度と見積られ(b) 溶接部
図 12 レーザ溶接による AZ61Mg 合金層の集合組織変化（左から順に(0001), {01 0}, { 2 0}極点図）

Al と TCM 板の構成金属 Ti が接合界面で反応した可能性が示唆される．溶接によりビッカース硬さは Ti 層で 170から 144 に，AZ61Mg 合金層で 103 から 94 に低下した．
これは引張試験で破断が全て溶接部で起こったことと対応する．軟化の原因として Ti 層における加工ひずみの消失およびレーザ照射による加熱と溶融・凝固による結晶粒の粗大化が考えられる．
図 11 の極点図 8) から，Ti 層では[0001]が圧延面法線方
向 ND から横方向 TD の方に約 35°傾いた方位を主成分とする α 相圧延集合組織から様々な方位をもつ変態集合組織に変化することがわかった．これは，レーザによる急速図 13 試作した 25 mm 角の AZ61Mg/1 種 Ti クラッド薄肉角管（外側：Ti 層，内側：AZ61Mg 合金層）

加熱により Ti 層表面が液相になり，その後の冷却で β 相の形成と β→α 変態が起こるために，最終的に多数の α 相バリアントが出現したことを示唆する．Ti 層内部では融点に到達しなかった可能性があるが，その場合でも α→β→α 変態が起こるため，多数のα相バリアントが出現することになる．一方，図 12 の極点図 8) から，AZ61Mg 合金層では[0001]//ND の底面集合組織から( 1 2 1 0)[0001]に近い方位が主成分の{ 1 2 1 0}集合組織となり，凝固時の粒成長方向に起因する集合組織形成が示唆される．溶接部の強200 µm度が母材部よりも低いことは，微細組織だけでなく，板厚の 75%を占める AZ61Mg 合金層の溶接部における{ 1 2 1 0}

図 14 AZ61Mg/1 種 Ti クラッド薄肉溶接円管の溶接部
断面写真

集合組織も関係すると考えられる．
以上のように，適切な溶接条件で TCM 板をレーザ突き合わせ溶接することにより，2 層クラッド状態を保持したことができなかった．加工前に 673 K–300 s 焼鈍を行うこまま継手効率が比較的高い突き合わせ溶接材が得られるとで AZ61Mg 合金のビッカース硬さが 93 から 61 まで減ようになった．本溶接技術の特徴は構成金属の融点が大き少しスプリングバックが小さくなった．この状態で円筒状く異なる TCM 板でクラッド状態のまま突き合わせ溶接が丸め加工を行うことによりビッカース硬さは 65 になった可能となったことである．融点が近いマグネシウムとアルが，丸め加工による硬化は小さいため，丸め加工前のみ焼ミニウムのクラッド板は軽量性の点で有望であるが，溶接鈍を行うことにした．AZ61Mg 合金側表面を冷却することにより合金化が起こるだけでなく金属間化合物も形成す

により，レーザ突き合わせ溶接で TCM 薄肉溶接円管を作る可能性が高く，突き合わせ溶接材でクラッド本来の特性製することができた．レーザ出力 400 W では AZ61Mg 合を活かすことは難しい．これに対して，TCM 突き合わせ金側の凹みが見られたが，出力を 370 W に下げることで溶接材はクラッド材の優れた特性を十分に活用できる利凹みが小さくなり接合状態が改善された（図 14）．密度が点がある．この特徴を利用して，外側が Ti 層で内側が Mg

2.46 g/cm3 の 2 層 TCM 溶接管は車椅子や二輪車などの軽合金層の 2 層 TCM 溶接管が作製可能かどうかを検討した．

量化に非常に有用である．溶接部がパイプ曲げ加工に対し実際に 25 mm 角の AZ61Mg/1 種 Ti クラッド薄肉溶接角管て十分な強度があるかどうかを評価するために，今後，パを試作した（図 13）7)．試作品は，AZ61Mg 合金単体と比イプ曲げ試験を行う必要がある．また実用化の観点から，較して曲げ加工性に優れた AZ61Mg/1 種 Ti クラッド板をTCM 板厚に応じたレーザ溶接条件の最適化や TCM 薄肉ファイバーレーザ加工機で切断し，室温でコの字型に曲げ溶接管の長尺化も今後の重要な課題である．

加工した後に，2 箇所でレーザ突き合わせ溶接した TCM薄肉角管である．平板のレーザ突き合わせ溶接材と同様に，４．結論

目視の範囲では溶接部は 2 箇所とも健全な状態である．

TCM 板の応用を目的として，絞り成形加工とレーザ突水冷式銅円管放熱治具を作製し，AZ61Mg/1 種 Ti 薄板き合わせ溶接について検討を行った．主要な結果を以下にコイル材で Ti 層が外側の薄肉溶接円管の試作を行った．

要約する．

円管の場合，レーザ溶接の前に TCM 板を円筒状に丸め加(1) はく離や表面亀裂のない良好な絞り成形性を有する工する必要がある．TCM 板に焼鈍を施さずに円筒状丸め

TCM 板を作製するには，温間圧延接合後に低温・短加工を行うとスプリングバックが大きく，円筒形状を保つ時間の焼鈍に加えて比較的高温・長時間の焼鈍を施す

参考文献

ことが有効である．
(2) レーザ溶接条件の最適化により，TCM 板の 2 層状態

1) 井上博史：チタン, 60-1 (2012), 54-57.

を保持したまま継手効率が比較的高い TCM 板の突き

2) 井上博史：軽金属, 65-5 (2015), 156-163.

合わせ溶接が可能である．

3) Inoue, H., Ishio, M. & Takasugi, T.: Mater. Sci. Forum, 495-

(3) TCM 薄板にレーザ突き合わせ溶接を行うことによって TCM 薄肉溶接管の作製が可能となり，軽量フレーム材としての応用が期待できる．

497 (2005), 645-650.
4) 井上博史・磯野晋也：軽金属学会第 120 回春期大会講演概要, (2011), 375-376.
5) Massalski, T. B., Murray, J. L., Bennett, L. H. & Baker, H.:

謝辞本研究は主として公益財団法人天田財団の「平成 25 年

Binary Alloy Phase Diagrams, American Society for Metals,Metals Park, Ohio, (1986), 155.

度一般研究開発助成」により実施された．さらにレーザ突

6) Inoue, T., Isono, S. & Inoue, H.: Proc. 9th Pacific Rim Int.

き合わせ溶接に関する研究の一部が「平成 25 年度研究成Conf. on Advanced Materials and Processing (PRICM9), Ed.

果展開事業 A-STEP FS ステージ探索タイプ」により実施

by Furuhara, T., Nishida, M. & Miura, S., The Japan Institute

されたことを付記する．最後に，高出力半導体レーザ加工of Metals and Materials, (2016), 897-900.

機を用いたレーザ溶接実験に立ち会っていただいた地方

7) 井上博史：溶接技術, 63-5 (2015), 65-68.

独立行政法人大阪府立産業技術総合研究所加工成形科の8) 井上博史・奥野雅士：軽金属学会第 128 回春期大会講萩野秀樹氏と山口拓人氏に感謝の意を表する．

演概要, (2015), 283-284.