アルミニウム合金のレーザ継手の性能改善に関する研究
名古屋大学 工学研究科 沓名 宗春
名古屋大学 工学研究科 北村 修平
日産自動車（株） 柴田 公博
日産自動車（株） 坂元 宏規
日産自動車（株） 津島 健次

Study on the Performance Improvement of the Laser Joint of Aluminum Alloys
By Muneharu KUTSUNA*, Shuhei KITAMURA*, Kimihiro SHIBATA**, Hiroki SAKAMOTO**and Kenji
TSUSHIMA*Nagoya University, Department of Materials Processing Eng.

**NISSAN MORTOR CO., Materials Research Laboratory

Considering the fuel consumption of car, a light structure of aluminum alloys is desired for car bodynowadays. However, fusion welding of aluminum alloys has some problems of reduction of joint
efficiency, porosity formation and hot cracking. In the present work, investigation to improve the joint
performance of laser welded joint has been carried out by addition of Cu, Ni, and Zr to A6N01 alloy
welds. Aluminum alloy plate of 2.0mm in thickness with filler metal bar was welded by twin beam
Nd: YAG laser facility (total power: 5kW). The filler metals were prepared by changing the chemicalcompositions. Thirteen filler metal bars were prepared and pre-placed into the base metal before
welding. The joint efficiency of laser-welded joint was improved by the addition of Cu, Ni, and Zr due
to the solid solution hardening, grain refining and precipitation hardening. The type of hardening has
been further considered by metallurgical examination.
Key Words: A6N01, filler metal, additional element, laser welding, Nd: YAG laser
1. 緒言
近年、アルミニウム合金は構造物、機器の軽量化による性能向上に寄与し、またリサイクル性に富み、省資源、環境保全にも合致した実用材料として注目されている｡単純に鋼構造物をアルミニウムに代替することによる軽量化のみならず、従来のアルミニウム構造物をさらに軽量化し、同時に溶接組立の合理化を目的とした開発が高速鉄道車両や船舶、自動車などの分野で活発に行われている｡ しかし、アルミニ
ウムの熱伝導度は銅より小さいが、鉄の約 3倍大きいため、アルミニウムの溶接では供給した熱が逃げやすいので、比較的大きな入熱が必要となる。また、熱膨張及び熱収縮が大きいた
め溶接歪みが発生しやすく、合金によっては凝固割れを生じやすいことや、液相における水素溶解度が固相におけるものよりも著しく大きいため溶接金属にポロシティが生じやすいなどの要因で溶接性が悪いと言える。
本研究では、Nd：YAG レーザを用いて、T5 処理をした A6N01 アルミニウム合金のレーザ溶接を行った｡YAG レーザは波長の関係から金属表面での反射も小さく、CO2 レーザでは比較的困難とされていた銅、アルミニウムなどの高反射材料の加工にも威力を発揮している。また、短波長のため低出力ではビーム径を数 10μm に絞れることから微細加工に適しており、電子部品の小型化に伴う高密度化、高集積化に対応したマイクロ化工の需要とあいまって従来法に変わる新加工法として注目されている。近年では高出力レーザ装置の開発及びその出力での光ファイバーによる伝送が可能となり、自動化プロセスに適した高精度の加工法が期待されている。
溶接の際には、結晶粒微細化に効果がある元素、アルミニウムとの間に金属間化合物を生成し、それらの析出によって強度を向上させる元素として Zr を選択し、これらを既存の溶加材に微量添加した溶加材を用いた｡また、アルミニウムとの間に固溶しやすいとされる Cu,Ni についても同様にして溶加材を作製し、それを用いてその固溶強化の機械的性質に及ぼす影響を検討した｡さらに溶接速度を変化させることによって、機械的性質を比較検討した。試験項目としては、機械的性質の検討として、硬さ測定と引張試験を行い、また冶金学的観点から断面マクロ観察、DAS測定を行った。
〔1〕－〔9〕2.実験方法
今回使用した試験片は、A6N01 アルミニウム合金で、機械的性質の向上、寸法の安定化をはかるため、T5 処理（熱間押出加工後冷却し、170～180℃で 8 時間の時効硬化処理）を行ったものを使用している。その化学組成,および機械的性質を Table1 に示す。
フィラーメタルに使用している材料はAl-12Si の鋳造材であり、それをベースとして、Zr を 1.5～3.0％、または Cu.Ni を 2.0～9.0％単独で添加したもの、および Cu,またはNi5.0％に Zr を 1.5～3.0％複合で添加したものを用意した。ベースとなる Al-12Si のフィラーメタルの化学組成を Table2 に示す。
試験片形状は Fig.1 に示す。ここで、試験片形状を 2 種類用意したのは、高速の溶接速度においては、フィラーメタルを溶すのに十分な入熱量が得られないことを考慮したためである。溶接速度 3～9m/min では(a)の試験片を、12～18m/min の溶接速度では(b)の試験片を用いた。

今 回 、 溶 接 で 用 い た 装 置 は Twin-beam
Nd:YAG レーザであり Fig.2 に示す。レーザを光ファイバーで輸送し、溶接方向に対して平行に 2 つのビームを 0.6mm の間隔で配置している。その出力は 2kW と 3kW で合計5kW としている。溶接速度は 3～18m/min まで変化させた。ビームの焦点はずし距離は0mm とした。シールドガスとして、Ar を用い、その流量は 10 l/min とした。
硬さ試験は、荷重 100gh でビッカース硬さ試験機を用いて行った。貫通ビードが得られているものについては板厚の中央、つまり表面から 1mm の位置で、貫通ビードが得られていないものについては溶込み深さの半分の位置で 0.15mm の間隔で圧艮を作った。
引張試験に用いた試験片を Fig.3 に示す。
平行部は 2mm、標線間距離は 10mm とした。
ひとつの溶接試験片から 3 つの試験片を切り出し、その平均値を実験値とした。引張試
験は、最大荷重 2t で、クロスヘッドスピードを 1.0mm/min で行った。
断面マクロ観察を行った溶接部を光学顕微鏡により観察し、撮影した写真をもとにデンドライトアームスペーシング(DAS)の測定を行った。1 次、および 2 次枝の間隔は一般に 1 次、および 2 次のデンドライトアームスペーシングとよばれるが、これらの区別がTable 1 Chemical composition and mechanical property of A6N01
Mechanical property

Element(mass%)
Materials

A6N01-T5SiFeCu

Mn

Mg

CrZn

Ti

Al

2.00

0.56

0.20

0.09

0.70

0.02

0.01

0.02

Bal.

σ0.2 (MPa) σalt. (MPa)
245.0

275.0

ε (%)
12.0

Table 2 Chemical composition of based filler metal Al-12Si
Element(mass%)
Filler metalAl-12SiSiFeCu

Mn

Mg

Zn

TiSnNiAl

11.6

0.15<0.005<0.0050.002<0.005<0.0050.040.01

Bal.

(A) For travel speed 3~9m/min(B) For travel speed 12~18m/min

Fig.1 Setup of filler metals on base metal

Fig.2

Schematic of twin beam Nd:YAG lasersystem

難しいアルミニウム合金の溶接部では単にデンドライトセルサイズとよばれることが多い。しかし、ここではデンドライトアームスペーシング(DAS)とよぶことにする｡DASの測定方法には大きく分けて２次枝法と交線法があるが、ここでは交線法をもちいた。
交線法とは Fig.4 に示すように組織写真上に線をひき、デンドライトのアームの部分と線との交点の数で線の長さを割ることによって、結晶粒度を測定する方法である。本実験
では、正確性を増すため交点数を 200 以上とした。
溶接継手の強化機構をより詳しく検討するため、断面マクロ写真よりビード形状をトレースし、コンピータの画像解析により各溶接速度における溶接部の希釈率を測定した。
この結果をもとに溶接金属中に含まれる添加元素の含有量を算出した。
d=Σli ／(Σni －m)
d：arm spacing(μm)
li：arm lengthni：intersection number
m：number of lines

Fig.4

Fig.3

Schematic of tensile test specimen tomeasure tensile properties of weld metalのを用いた。また、割れも大きなものは見られなかった。溶込み深さは、溶接速度 9m/minまでは貫通ビードが得られた。しかし、溶接速度 12m/min より速くなると部分溶込みとなった。ビード幅も溶接速度の増加に伴い減少した。

Fig.5

Cross section of laser weld of A6N01
alloy with Al-12Si base filler metal

Al-12Si に 5.0％Ni と 3.0％Zr を複合添加したフィラーメタルを用いて各溶接速度で得られた硬さ分布を Fig.6 に示す。各溶接速

Schematic of DAS measurement byliner intercept method

3.実験結果および考察
アルミニウム合金 A6N01 をそれぞれの溶接速度で Al-12Si ベースフィラーで溶接した断面マクロ写真を Fig.5 に示す。
一部の試験片において、ポロシティが発生したが、ビードに対する面積率は 1％未満のもFig.6

Hardness distribution in the laser welded
joint of A6N01 alloy with Ni 5wt%-Zr3wt%
in Al-12Si filler metal at different travelspeeds度において熱影響部において軟化がみられた。しかし、溶接速度が増加するにつれてその幅は減少した。その詳しい様子を、Fig.7に示す。溶接速度 18m/min においては熱影響部の幅は 0.45mm にまで減少した。溶接速度の増加において、熱影響部の幅が減少する理由としては、速い溶接速度においては、ビームの滞在時間が短くなるため、入熱の時間が短く冷却も速いためより狭い範囲にしか熱が移動しないためであると考えられる。

し、Zr を Cu と複合で添加した場合においては、Hv120 以上の高い平均硬さがすべての試験片で得られた。

(a) Cu addition

Fig7.

Relationship between travel speed andwidth of HAZ

また、Fig.6 では、溶接速度の増加に伴い、溶接金属の硬さが増加する傾向が見られる。
溶接金属の平均の硬さを Fig.8 に示す。(a)は Cu を単独で添加した場合の各溶接速度における添加量による変化を、(b)は Ni を単独で添加した場合の各溶接速度における添加量による変化を示す。添加量は、希釈率を考慮した理論添加量である。速い溶接速度においては、ビード面積が小さくなり希釈率が減少するため、理論添加量が増加する。Cu および Ni の単独添加において、添加量の増加によって平均硬さが増加する傾向が見られた。このため、溶接金属において Cu または Ni が固溶し、添加量の増加によってその量が増加することで硬さが増加したと考えられる。
（c）は溶接速度を 9m/minに固定し、フィラーメタルに添加する Cu、および Ni 量による平均硬さの変化を示している。(a)や(b)の溶接速度 3m/min や 6m/minで見られるような急激な硬さの増加は見られなかったが、最大添加量で Hv120 以上の硬さが得られた。
（d）は Zr を単独で添加した場合と、Cu,または Ni に Zr を複合添加したものとの Zr の添加量に対する溶接金属の平均硬さとの関係を示している。Cu,またはNi を単独添加した場合にみられたような平均硬さの増加傾向は見られなかった。しか(b) Ni addition(c) Cu or Ni and Zr addition with travel speed
9m/minFig.8

Effect of alloying content in A6N01 weld
metal on average weld hardness after laser
welding

結晶粒度を測定するため DAS 測定を行い、その結果を Fig.9 に示す。(a)は Cu と Zr を複合添加した場合について（b）は Ni と Zr を複合添加した場合について Zr の理論添加量とDAS の値との関係について示す。それぞれにおいて、溶接速度の影響で、結晶粒度が減少する傾向がみられたが、添加量によって組織が微細化する傾向はみられなかった。溶接速度の増加によって、結晶粒度が減少する理由については、急熱、急冷により、組織が成長する十分な時間が得られなかったためであると考えられる。
これらの効果がどのように実際の引張強(a) Cu and Zr addition(d) Ni and Zr addition

Fig.9 Relationship between content ofadditional elements and DAS in
A6N01 laser welded metal(a) Cu or Ni addition(b) Zr only and Cu or Ni and Zr addition
Fig.10 Effect of alloying content in A6N01 weld
metal on tensile strength after laser
welding at 9m/min〔1〕〔2〕〔3〕〔4〕度に影響するかを検討するため引張試験を行った。その結果を Fig.10 に示す。溶接速度を 9m/min に固定し、(a)には Cu,およびNi を単独で添加した場合の添加量と引張強度の関係を示す。硬さ試験で得られたような添加量の増加による引張強度の増加傾向はみられず、その値も高いものは得られなかった。(b)には Cu,または Ni と Zr を複合で添加した場合の Zr の添加量と引張強度の関係を示す。やはり Zr の添加量に対して引張強度の増加傾向は見られなかった。しかし、Cu と Zr を複合添加した試験片においては、240MPa 前後の高い値が得られた。さらに硬さ試験では、Zr を添加していないものにおいても高い値が得られたが、引張試験においては Zr を添加していないものでは高い値は得られなかった。この結果から、Cu を Zrと複合添加した場合において、溶接金属の強化が図れることがわかった。
4.結言
以上、溶接金属の機械的性質について調査した結果、以下のことがわかった。
1） 溶接速度を増加することによって、軟化部である熱影響部の幅が大きく減少した。特に溶接速度 18m/min で溶接した場合、その幅は軟化部の影響を受けないほどにまで減少した。
2） Cu,Ni の添加量に対して､溶接金属における硬度に上昇傾向が見られた。また Zr と Cu を複合添加すると､Hv120以上のかなり高い硬度が得られた.（母材：Hv90）
3） 溶接速度の増加によって､DAS 値はかなり小さくなるが､添加元素の影響は確認できなかった.
4） これらの影響により､溶接速度 9m/minの溶接金属の引張強度は、Zr との複合添加において 250MPa 近い引張強度が得られた.(母材：275MPa)

参考文献
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〔5〕
〔6〕
〔7〕
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