JP3626920B2 - クラッド構造材及びクラッド構造材の製造方法 - Google Patents
クラッド構造材及びクラッド構造材の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3626920B2 JP3626920B2 JP2001142383A JP2001142383A JP3626920B2 JP 3626920 B2 JP3626920 B2 JP 3626920B2 JP 2001142383 A JP2001142383 A JP 2001142383A JP 2001142383 A JP2001142383 A JP 2001142383A JP 3626920 B2 JP3626920 B2 JP 3626920B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- bonding
- clad structure
- alloy
- intermediate layer
- structure material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/20—Layered products comprising a layer of metal comprising aluminium or copper
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12736—Al-base component
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12736—Al-base component
- Y10T428/12743—Next to refractory [Group IVB, VB, or VIB] metal-base component
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12736—Al-base component
- Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12736—Al-base component
- Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12757—Fe
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12736—Al-base component
- Y10T428/12764—Next to Al-base component
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12778—Alternative base metals from diverse categories
Landscapes
- Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
Description
【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
【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
Claims (9)
- 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。 - 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。 - 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
Priority Applications (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001142383A JP3626920B2 (ja) | 2001-05-11 | 2001-05-11 | クラッド構造材及びクラッド構造材の製造方法 |
CA002359871A CA2359871C (en) | 2001-05-11 | 2001-10-24 | Cladding material and manufacturing method therefor |
US09/984,229 US6528177B2 (en) | 2001-05-11 | 2001-10-29 | Cladding material and manufacturing method therefor |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001142383A JP3626920B2 (ja) | 2001-05-11 | 2001-05-11 | クラッド構造材及びクラッド構造材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2002336973A JP2002336973A (ja) | 2002-11-26 |
JP3626920B2 true JP3626920B2 (ja) | 2005-03-09 |
Family
ID=18988693
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2001142383A Expired - Fee Related JP3626920B2 (ja) | 2001-05-11 | 2001-05-11 | クラッド構造材及びクラッド構造材の製造方法 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6528177B2 (ja) |
JP (1) | JP3626920B2 (ja) |
CA (1) | CA2359871C (ja) |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101276496B1 (ko) * | 2010-06-08 | 2013-06-18 | 가부시키가이샤 네오맥스 마테리아르 | 알루미늄 구리 클래드재 |
US20130025746A1 (en) * | 2011-04-20 | 2013-01-31 | Apple Inc. | Twin roll sheet casting of bulk metallic glasses and composites in an inert environment |
JP6341376B2 (ja) * | 2014-08-12 | 2018-06-13 | 三菱造船株式会社 | 異種金属材の真空圧延接合方法及び装置 |
CN110446602B (zh) * | 2017-03-29 | 2021-07-27 | 东洋钢钣株式会社 | 轧制接合体 |
JP6375048B1 (ja) * | 2017-06-20 | 2018-08-15 | 東洋鋼鈑株式会社 | 圧延接合体 |
JP6347312B1 (ja) * | 2017-10-30 | 2018-06-27 | 新日鐵住金株式会社 | クラッド板 |
CN114367731B (zh) * | 2022-02-09 | 2023-05-09 | 中国工程物理研究院材料研究所 | 一种钨与钢的连接方法 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4489140A (en) * | 1982-06-24 | 1984-12-18 | Atlantic Richfield Company | Multi-layer aluminum alloy brazing sheet |
JPH01133689A (ja) | 1987-08-07 | 1989-05-25 | Fuji Denpa Koki Kk | クラッド材の製造方法 |
JPH01278979A (ja) | 1988-04-28 | 1989-11-09 | Fuji Denpa Koki Kk | クラッド材の製造装置 |
JPH08309561A (ja) | 1995-05-18 | 1996-11-26 | Kobe Steel Ltd | 成形性が優れたクラッド板の製造方法 |
-
2001
- 2001-05-11 JP JP2001142383A patent/JP3626920B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2001-10-24 CA CA002359871A patent/CA2359871C/en not_active Expired - Fee Related
- 2001-10-29 US US09/984,229 patent/US6528177B2/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2002336973A (ja) | 2002-11-26 |
US6528177B2 (en) | 2003-03-04 |
CA2359871A1 (en) | 2002-11-11 |
US20020168540A1 (en) | 2002-11-14 |
CA2359871C (en) | 2004-08-10 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Ghalandari et al. | Microstructure evolution and mechanical properties of Cu/Zn multilayer processed by accumulative roll bonding (ARB) | |
EP2520677B1 (en) | Heat-resistant titanium alloy material for exhaust system components with excellent oxidation resistance, manufacturing method of heat-resistant titanium alloy sheet with excellent oxidation resistance for exhaust system components, and exhaust system | |
TWI617670B (zh) | Titanium material for hot rolling | |
TWI477628B (zh) | Metal sputtering target material | |
Yan et al. | Diffusion-bonding of TiAl | |
JP3626920B2 (ja) | クラッド構造材及びクラッド構造材の製造方法 | |
TWI632959B (zh) | Titanium composite and titanium for hot rolling | |
TWI627285B (zh) | Titanium composite and titanium for hot rolling | |
Arbo et al. | Influence of thermomechanical processing sequence on properties of AA6082-IF steel cold roll bonded composite sheet | |
JP5069201B2 (ja) | ターゲット | |
Zhan et al. | Cladding inner surface of steel tubes with Al foils by ball attrition and heat treatment | |
JP2003183730A (ja) | 表層超微細粒材料 | |
JP4672967B2 (ja) | ターゲットの製造方法 | |
JP7425373B2 (ja) | 鋼板 | |
TWI608104B (zh) | Titanium for hot rolling | |
JP2005021899A (ja) | 金属クラッド板およびその製造方法 | |
JP2022095363A (ja) | クラッド材および製造方法 | |
TWI626093B (zh) | Titanium composite and titanium for hot rolling | |
US5815791A (en) | Structural element with brazed-on foil made of oxide dispersion-Strengthened sintered iron alloy and process for the manufacture thereof | |
CN113383103B (zh) | 铁素体系不锈钢板和其制造方法及带Al蒸镀层的不锈钢板 | |
JP6863332B2 (ja) | クラッド鋼板の製造方法およびクラッド鋼板の製造設備 | |
JP6848991B2 (ja) | 熱間圧延用チタン材 | |
RU2464140C2 (ru) | Способ изготовления слоистой коррозионно-стойкой стали | |
WO2023224084A1 (ja) | 金属スパッタリングターゲット及びその製造方法、並びに、金属材料及びその製造方法 | |
TW201710517A (zh) | 熱軋用鈦材 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040323 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040524 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20041116 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20041206 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |