JP3053352B2 - 破壊靭性、疲労特性および成形性の優れた熱処理型Ａｌ合金 - Google Patents
破壊靭性、疲労特性および成形性の優れた熱処理型Ａｌ合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、航空機や鉄道車両等の
輸送機器および一般機器部品等の用途に適するＡｌ合金
に関するものであり、特に破壊靭性、疲労特性および成
形性に優れた特性を発揮する熱処理型Ａｌ合金に関する
ものである。
輸送機器および一般機器部品等の用途に適するＡｌ合金
に関するものであり、特に破壊靭性、疲労特性および成
形性に優れた特性を発揮する熱処理型Ａｌ合金に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】熱処理型Ａｌ合金は、破壊靭性や疲労特
性が特に高い値が要求される部材部品として、例えばリ
ベット接合を用いた航空機や鉄道車両等に使用されてい
る。特に、商用航空機の機体構造には、外板を縦骨材に
リベットを用いて接合されるモノコック構造が主に採用
されているが、胴体客室内は高高度においても地上に近
い気圧を維持するため、外気に比べて高い圧力に与圧さ
れる。このため、高高度においては、例えば胴体外板断
面には胴体円周方向に引張張力が働き、地上との往復に
より周期的な引張張力が発生する。一般的には、商用航
空機が耐用年数に達するまでに約１０万回の周期的な引
張張力が加わるものとされている。また翼面板にも、空
中と地上との往復により周期的な引張張力が発生する。
この周期的な引張張力により、リベット孔を起点とする
疲労亀裂が発生・伝播し、最悪の場合には破断に至るこ
とがある。
性が特に高い値が要求される部材部品として、例えばリ
ベット接合を用いた航空機や鉄道車両等に使用されてい
る。特に、商用航空機の機体構造には、外板を縦骨材に
リベットを用いて接合されるモノコック構造が主に採用
されているが、胴体客室内は高高度においても地上に近
い気圧を維持するため、外気に比べて高い圧力に与圧さ
れる。このため、高高度においては、例えば胴体外板断
面には胴体円周方向に引張張力が働き、地上との往復に
より周期的な引張張力が発生する。一般的には、商用航
空機が耐用年数に達するまでに約１０万回の周期的な引
張張力が加わるものとされている。また翼面板にも、空
中と地上との往復により周期的な引張張力が発生する。
この周期的な引張張力により、リベット孔を起点とする
疲労亀裂が発生・伝播し、最悪の場合には破断に至るこ
とがある。
【０００３】航空機の材料として使用されるＡｌ合金
は、例えば胴体外板材や翼下面板には熱処理型Ａｌ−Ｃ
ｕ系Ａｌ合金および熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系Ａｌ合
金が、また翼上面板には熱処理型Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａ
ｌ合金が、主な材料として夫々用いられている。またブ
ラケット等の部品材料には、熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系Ａｌ合金が主に用いられている。尚上記熱処理型Ａｌ
−Ｃｕ系Ａｌ合金およびＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系Ａｌ合金
は、粒界に沿う無析出物帯（ＰＦＺ）が粒内および粒界
析出物に対して最も卑な電位を示すため、腐食雰囲気中
においてＰＦＺが優先溶解して粒界腐食が生じることに
なる。このため、例えば商用航空機の胴体外板材におい
ては９９．３％以上の純Ａｌを皮材として上記合金を心
材とする合わせ材とし、純Ａｌによる犠牲陽極作用によ
って優れた耐食性が得られている。
は、例えば胴体外板材や翼下面板には熱処理型Ａｌ−Ｃ
ｕ系Ａｌ合金および熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系Ａｌ合
金が、また翼上面板には熱処理型Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａ
ｌ合金が、主な材料として夫々用いられている。またブ
ラケット等の部品材料には、熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系Ａｌ合金が主に用いられている。尚上記熱処理型Ａｌ
−Ｃｕ系Ａｌ合金およびＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系Ａｌ合金
は、粒界に沿う無析出物帯（ＰＦＺ）が粒内および粒界
析出物に対して最も卑な電位を示すため、腐食雰囲気中
においてＰＦＺが優先溶解して粒界腐食が生じることに
なる。このため、例えば商用航空機の胴体外板材におい
ては９９．３％以上の純Ａｌを皮材として上記合金を心
材とする合わせ材とし、純Ａｌによる犠牲陽極作用によ
って優れた耐食性が得られている。
【０００４】上記と同様に、熱処理型Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ
系Ａｌ合金では、一般的にＺｎを１．０％程度含むＡｌ
合金である７０７２合金あるいはＣｕを含まない熱処理
型Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金を皮材とする合わせ材と
して用いられている。また熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
Ａｌ合金では、Ｃｕを積極的に添加することにより強度
向上を図る場合があるが、前記熱処理型Ａｌ−Ｃｕ系Ａ
ｌ合金と同様に耐食性の劣化をもたらす。このため、Ｃ
ｕ添加量によっては純Ａｌを皮材として合わせ材にする
必要がある。
系Ａｌ合金では、一般的にＺｎを１．０％程度含むＡｌ
合金である７０７２合金あるいはＣｕを含まない熱処理
型Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金を皮材とする合わせ材と
して用いられている。また熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
Ａｌ合金では、Ｃｕを積極的に添加することにより強度
向上を図る場合があるが、前記熱処理型Ａｌ−Ｃｕ系Ａ
ｌ合金と同様に耐食性の劣化をもたらす。このため、Ｃ
ｕ添加量によっては純Ａｌを皮材として合わせ材にする
必要がある。
【０００５】一方、近年では鉄道旅客車両においても軽
量化や高速化の実現が図られており、Ａｌ合金の形材や
板材を溶接で接合した軽量車両が実用化されている。そ
して、更なる軽量化および高速化の要求に対応するた
め、一部の車両では、外板に熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系Ａｌ合金を用い、商用航空機と同様なモノコック構造
−リベット接合による軽量車両が検討されつつある。
量化や高速化の実現が図られており、Ａｌ合金の形材や
板材を溶接で接合した軽量車両が実用化されている。そ
して、更なる軽量化および高速化の要求に対応するた
め、一部の車両では、外板に熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系Ａｌ合金を用い、商用航空機と同様なモノコック構造
−リベット接合による軽量車両が検討されつつある。
【０００６】しかしながら車両においては、トンネルの
出入りや対向車両とのすれ違い時に大きな圧力差が発生
し、この圧力差の発生・繰り返し数は最終的に約１００
０万回に達するものとなり、リベット接合を有する車両
では、リベット孔から疲労亀裂が発生・伝播し易いとい
う問題が生じる。
出入りや対向車両とのすれ違い時に大きな圧力差が発生
し、この圧力差の発生・繰り返し数は最終的に約１００
０万回に達するものとなり、リベット接合を有する車両
では、リベット孔から疲労亀裂が発生・伝播し易いとい
う問題が生じる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】商用航空機の分野にお
いては、航空会社は他者との競争力を維持するため、航
空機の大型化や就航寿命の延長等により運用コストの低
減を図りつつある。このため、航空会社は今後開発され
る航空機に対して従来機以上に気体構造の耐久性向上を
要望しており、例えば気体胴体外板や翼面材にも今まで
以上に破壊靭性や疲労特性に優れた材料の開発が望まれ
ている。また航空機メーカーにおいても、機体製作コス
トの低減を図っており、材料の成形加工において、例え
ば成形加工後の製品表面研磨工数の低減若しくは省略が
必要とされている。また航空機の材料には、オレンジピ
ール等の肌荒れが少ないこと若しくは無いことが望まし
く、ミクロ組織的には微細結晶粒を有する成形性に優れ
た材料が要望される。
いては、航空会社は他者との競争力を維持するため、航
空機の大型化や就航寿命の延長等により運用コストの低
減を図りつつある。このため、航空会社は今後開発され
る航空機に対して従来機以上に気体構造の耐久性向上を
要望しており、例えば気体胴体外板や翼面材にも今まで
以上に破壊靭性や疲労特性に優れた材料の開発が望まれ
ている。また航空機メーカーにおいても、機体製作コス
トの低減を図っており、材料の成形加工において、例え
ば成形加工後の製品表面研磨工数の低減若しくは省略が
必要とされている。また航空機の材料には、オレンジピ
ール等の肌荒れが少ないこと若しくは無いことが望まし
く、ミクロ組織的には微細結晶粒を有する成形性に優れ
た材料が要望される。
【０００８】一方、鉄道車両の分野においても、リベッ
ト接合を有する軽量車両開発に対応するためには、現存
する材料以上に破壊靭性や疲労特性に優れた材料の開発
が急務である。またデザイン上あるいは航空力学的にも
最適な形状を実現するため、昨今の車両は従来車両以上
に複雑な形状を有しているので、成形加工量の大きな部
位では、前記オレンジピール等の成形不良が発生する場
合がある。このため、鉄道車両においても航空機と同様
に、微細結晶粒を有する成形性に優れた材料が必要とさ
れている。
ト接合を有する軽量車両開発に対応するためには、現存
する材料以上に破壊靭性や疲労特性に優れた材料の開発
が急務である。またデザイン上あるいは航空力学的にも
最適な形状を実現するため、昨今の車両は従来車両以上
に複雑な形状を有しているので、成形加工量の大きな部
位では、前記オレンジピール等の成形不良が発生する場
合がある。このため、鉄道車両においても航空機と同様
に、微細結晶粒を有する成形性に優れた材料が必要とさ
れている。
【０００９】ところで、一般機械部品、例えば自転車用
ギヤ材、油圧部品およびハブ等には、２０１４合金、２
０１７合金、２０２４合金等の熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系Ａｌ合金が使用されている。これら一般機械部品に
おいても、破壊靭性や疲労特性の改善による製品の信頼
性向上、更には薄肉軽量化が図られつつあり、また製品
の意匠性向上のため結晶粒微細化による成形性に優れる
材料が求められている。
ギヤ材、油圧部品およびハブ等には、２０１４合金、２
０１７合金、２０２４合金等の熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系Ａｌ合金が使用されている。これら一般機械部品に
おいても、破壊靭性や疲労特性の改善による製品の信頼
性向上、更には薄肉軽量化が図られつつあり、また製品
の意匠性向上のため結晶粒微細化による成形性に優れる
材料が求められている。
【００１０】本発明はこうした状況の下になされたもの
であって、その目的は、破壊靭性および疲労特性を改善
して更に優れたものとし、しかも成形性をも向上し、航
空機や鉄道車両等の輸送機器および一般機械部品等にお
いて好適に使用することのできるＡｌ合金を提供するこ
とにある。
であって、その目的は、破壊靭性および疲労特性を改善
して更に優れたものとし、しかも成形性をも向上し、航
空機や鉄道車両等の輸送機器および一般機械部品等にお
いて好適に使用することのできるＡｌ合金を提供するこ
とにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明とは、Ｃｕ：１〜８％を含むと共に、Ｍｎ：０．４
〜０．８％，Ｃｒ：０．１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０
５〜０．１％およびＭｇ：０．１〜２．５％よりなる群
から選ばれる１種以上を含み、Ｆｅ，Ｓｉはいずれも
０．１％以下とし、且つ晶出物間距離が８５μｍ以上で
あると共に、下記（ａ）〜（ｃ）の少なくともいずれか
を満足するミクロ組織を有することを特徴とする破壊靭
性、疲労特性および成形性に優れる熱処理型Ａｌ合金で
ある。 （ａ）Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子サイズが４０００Å以上で
ある （ｂ）Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子サイズが１０００Å以上で
ある （ｃ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子サイズが３００Å以上であ
る
発明とは、Ｃｕ：１〜８％を含むと共に、Ｍｎ：０．４
〜０．８％，Ｃｒ：０．１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０
５〜０．１％およびＭｇ：０．１〜２．５％よりなる群
から選ばれる１種以上を含み、Ｆｅ，Ｓｉはいずれも
０．１％以下とし、且つ晶出物間距離が８５μｍ以上で
あると共に、下記（ａ）〜（ｃ）の少なくともいずれか
を満足するミクロ組織を有することを特徴とする破壊靭
性、疲労特性および成形性に優れる熱処理型Ａｌ合金で
ある。 （ａ）Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子サイズが４０００Å以上で
ある （ｂ）Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子サイズが１０００Å以上で
ある （ｃ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子サイズが３００Å以上であ
る
【００１２】また下記（１），（２）のいずれかの化学
成分組成を有するＡｌ合金であっても、上記晶出物間距
離を８５μｍ以上とし、且つ上記（ａ）〜（ｃ）の少な
くともいずれかを満足することができ、本発明の目的が
達成される。 （１）Ｚｎ：０．１〜１０％およびＭｇ：０．１〜３．
５％を含むと共に、Ｍｎ：０．４〜０．８％，Ｃｒ：
０．１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１％および
Ｃｕ：０．１〜３％よりなる群から選ばれる１種以上を
含み、Ｆｅ，Ｓｉはいずれも０．１０％以下とした熱処
理型Ａｌ合金 （２）Ｍｇ：０．２〜２％およびＳｉ：０．１〜１．５
％を含むと共に、Ｍｎ：０．４〜０．８％，Ｃｒ：０．
１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１％およびＣ
ｕ：０．０５〜１．０％よりなる群から選ばれる１種以
上を含み、Ｆｅは０．１０％以下とした熱処理型Ａｌ合
金
成分組成を有するＡｌ合金であっても、上記晶出物間距
離を８５μｍ以上とし、且つ上記（ａ）〜（ｃ）の少な
くともいずれかを満足することができ、本発明の目的が
達成される。 （１）Ｚｎ：０．１〜１０％およびＭｇ：０．１〜３．
５％を含むと共に、Ｍｎ：０．４〜０．８％，Ｃｒ：
０．１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１％および
Ｃｕ：０．１〜３％よりなる群から選ばれる１種以上を
含み、Ｆｅ，Ｓｉはいずれも０．１０％以下とした熱処
理型Ａｌ合金 （２）Ｍｇ：０．２〜２％およびＳｉ：０．１〜１．５
％を含むと共に、Ｍｎ：０．４〜０．８％，Ｃｒ：０．
１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１％およびＣ
ｕ：０．０５〜１．０％よりなる群から選ばれる１種以
上を含み、Ｆｅは０．１０％以下とした熱処理型Ａｌ合
金
【００１３】尚本発明の上記各熱処理型Ａｌ合金を製造
するに当たっては、特に、冷間加工（例えば、冷間圧
延）を省略する場合は製造工程中の熱間加工（例えば、
熱間圧延）を４１０〜２１０℃の温度範囲で行なうこと
が好ましく、より好ましくは、変形開始温度を４１０℃
以下とし、且つ変形終了温度を２１０〜２５０℃で行な
えば、最終製品での結晶粒をより微細化した熱処理型Ａ
ｌ合金が得られ、破壊靭性、疲労特性および成形性のい
ずれもより優れたものとなる。
するに当たっては、特に、冷間加工（例えば、冷間圧
延）を省略する場合は製造工程中の熱間加工（例えば、
熱間圧延）を４１０〜２１０℃の温度範囲で行なうこと
が好ましく、より好ましくは、変形開始温度を４１０℃
以下とし、且つ変形終了温度を２１０〜２５０℃で行な
えば、最終製品での結晶粒をより微細化した熱処理型Ａ
ｌ合金が得られ、破壊靭性、疲労特性および成形性のい
ずれもより優れたものとなる。
【００１４】
【作用】高力Ａｌ合金においては、破壊靭性は強度が高
くなるにつれ低下するが、ミクロ組織との関係では晶出
物の体積率の増加に伴い破壊靭性は低下することが一般
的な事実として知られている。代表的な晶出物はＡｌ7
Ｃｕ2 Ｆｅ，Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3 Ｃｕ2 ，（Ｆｅ，
Ｍｎ）Ａｌ5 ，Ａｌ2 ＣｕＭｇ，Ａｌ2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓ
ｉ等であり、合金系によりＣｒ，Ｚｒを含むことも知ら
れている。本発明者がミクロ組織と機械的性質の関係に
つき検討を重ねたところ、破壊靭性は単に晶出物の体積
率のみに影響されるのでは無く、特に破面ディンプル中
心部に観察される数μｍサイズの晶出物の粒子間距離の
平方根に比例して改善されることが判明した。また疲労
特性も晶出物間距離を大きくすることにより改善される
こともわかった。
くなるにつれ低下するが、ミクロ組織との関係では晶出
物の体積率の増加に伴い破壊靭性は低下することが一般
的な事実として知られている。代表的な晶出物はＡｌ7
Ｃｕ2 Ｆｅ，Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3 Ｃｕ2 ，（Ｆｅ，
Ｍｎ）Ａｌ5 ，Ａｌ2 ＣｕＭｇ，Ａｌ2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓ
ｉ等であり、合金系によりＣｒ，Ｚｒを含むことも知ら
れている。本発明者がミクロ組織と機械的性質の関係に
つき検討を重ねたところ、破壊靭性は単に晶出物の体積
率のみに影響されるのでは無く、特に破面ディンプル中
心部に観察される数μｍサイズの晶出物の粒子間距離の
平方根に比例して改善されることが判明した。また疲労
特性も晶出物間距離を大きくすることにより改善される
こともわかった。
【００１５】本発明者らは、上記の様な知見が得られた
後も、ミクロ組織と機械的性質の関係について更に鋭意
研究を重ねてきた。その結果、所定の化学成分組成を有
する熱処理型Ａｌ合金において、晶出物間距離を８５μ
ｍ以上にした状態で、Ａｌ−Ｍｎ系，Ａｌ−Ｃｒ系およ
びＡｌ−Ｚｒ系等の分散粒子の少なくともいずれかのサ
イズが、夫々４０００Å以上、１０００Å以上、３００
Å以上に大きくなる様にすれば、分散粒子が疲労亀裂の
伝播に対して顕著な抵抗となり、疲労亀裂伝播速度を低
減できること、しかも晶出物間距離を８５μｍ以上とす
ることによって破壊靭性も優れたものとなり、更には所
定の条件で熱間加工を施せば、成形性をも優れたものに
することができることを見い出し、本発明を完成した。
尚、Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子ではＡｌ20Ｃｕ2 Ｍｎ3 が、
Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子ではＡｌ12Ｍｇ2 Ｃｒが、またＡ
ｌ−Ｚｒ系分散粒子ではＡｌ3 Ｚｒが代表的なものとし
て知られている。
後も、ミクロ組織と機械的性質の関係について更に鋭意
研究を重ねてきた。その結果、所定の化学成分組成を有
する熱処理型Ａｌ合金において、晶出物間距離を８５μ
ｍ以上にした状態で、Ａｌ−Ｍｎ系，Ａｌ−Ｃｒ系およ
びＡｌ−Ｚｒ系等の分散粒子の少なくともいずれかのサ
イズが、夫々４０００Å以上、１０００Å以上、３００
Å以上に大きくなる様にすれば、分散粒子が疲労亀裂の
伝播に対して顕著な抵抗となり、疲労亀裂伝播速度を低
減できること、しかも晶出物間距離を８５μｍ以上とす
ることによって破壊靭性も優れたものとなり、更には所
定の条件で熱間加工を施せば、成形性をも優れたものに
することができることを見い出し、本発明を完成した。
尚、Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子ではＡｌ20Ｃｕ2 Ｍｎ3 が、
Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子ではＡｌ12Ｍｇ2 Ｃｒが、またＡ
ｌ−Ｚｒ系分散粒子ではＡｌ3 Ｚｒが代表的なものとし
て知られている。
【００１６】尚晶出物間距離が８５μｍ未満では、分散
粒子のサイズを上記の如く大きくしても、晶出物そのも
のが疲労亀裂の経路あるいは新たな起点となるので、疲
労亀裂伝播速度の大きな低減は期待できない。
粒子のサイズを上記の如く大きくしても、晶出物そのも
のが疲労亀裂の経路あるいは新たな起点となるので、疲
労亀裂伝播速度の大きな低減は期待できない。
【００１７】次に、本発明のＡｌ合金の化学成分組成に
ついて説明する。まず本発明の熱処理型Ａｌ合金は、時
効硬化により高い強度を得るという観点から１％以上の
Ｃｕを基本成分として含むもの（請求項１のＡｌ合金、
以下「熱処理型Ａｌ−Ｃｕ系Ａｌ合金」と呼ぶ）、０．
１％以上のＺｎと０．３％以上のＭｇを基本成分として
含むもの（請求項２のＡｌ合金、以下「熱処理型Ａｌ−
Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金」と呼ぶ）、および０．２％以上
のＭｇと０．１％以上のＳｉを基本成分として含むもの
（請求項３のＡｌ合金、以下「熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系Ａｌ合金と呼ぶ）を対象とするものである。
ついて説明する。まず本発明の熱処理型Ａｌ合金は、時
効硬化により高い強度を得るという観点から１％以上の
Ｃｕを基本成分として含むもの（請求項１のＡｌ合金、
以下「熱処理型Ａｌ−Ｃｕ系Ａｌ合金」と呼ぶ）、０．
１％以上のＺｎと０．３％以上のＭｇを基本成分として
含むもの（請求項２のＡｌ合金、以下「熱処理型Ａｌ−
Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金」と呼ぶ）、および０．２％以上
のＭｇと０．１％以上のＳｉを基本成分として含むもの
（請求項３のＡｌ合金、以下「熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系Ａｌ合金と呼ぶ）を対象とするものである。
【００１８】上記熱処理型Ａｌ合金には、必要により、
更に時効硬化性を向上させるという観点から熱処理型Ａ
ｌ−Ｃｕ系Ａｌ合金では０．１％以上のＭｇが添加され
る。また上記熱処理型Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金で
は、必要により０．１％以上のＣｕが添加される。更
に、上記熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金には、必
要により０．０５％以上のＣｕが添加される。
更に時効硬化性を向上させるという観点から熱処理型Ａ
ｌ−Ｃｕ系Ａｌ合金では０．１％以上のＭｇが添加され
る。また上記熱処理型Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金で
は、必要により０．１％以上のＣｕが添加される。更
に、上記熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金には、必
要により０．０５％以上のＣｕが添加される。
【００１９】上記の各成分系のＡｌ合金において、Ｆｅ
およびＳｉは、Ａｌ7 Ｃｕ2 Ｆｅ，Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍ
ｎ）3 Ｃｕ2 ，（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6 ，Ａｌ2 ＣｕＭ
ｇ，Ａｌ 2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓｉ等の晶出物を生成するもの
である。そしてこれらの晶出物は、破壊靭性および疲労
特性に対して有害であるため、これらの添加量は各成分
系に応じて下記の如く規制される。上記晶出物のうち、
Ａｌ7 Ｃｕ2 Ｆｅ，Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3 Ｃｕ2 ，
（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6 等は不溶性の晶出物であり、一度
生成されるとその後の熱処理によっても殆ど母相中に再
固溶されない。また晶出物が多量に生成されると、時効
硬化によって製品強度を増大させる析出物の成分である
Ｃｕ，Ｍｇ，Ｓｉ等が、上記晶出物の成分として一部消
費されるため、製品強度を低下させる。本発明では優れ
た破壊靭性および疲労特性さらには高い強度を有するＡ
ｌ合金を実現するため、Ｆｅ添加量はＡｌ−Ｃｕ系、Ａ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のいずれに
おいても０．１％以下に、またＳｉ添加量はＡｌ−Ｃｕ
系およびＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系において０．１％以下に、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系において１．５％以下に規制され
る。
およびＳｉは、Ａｌ7 Ｃｕ2 Ｆｅ，Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍ
ｎ）3 Ｃｕ2 ，（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6 ，Ａｌ2 ＣｕＭ
ｇ，Ａｌ 2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓｉ等の晶出物を生成するもの
である。そしてこれらの晶出物は、破壊靭性および疲労
特性に対して有害であるため、これらの添加量は各成分
系に応じて下記の如く規制される。上記晶出物のうち、
Ａｌ7 Ｃｕ2 Ｆｅ，Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3 Ｃｕ2 ，
（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6 等は不溶性の晶出物であり、一度
生成されるとその後の熱処理によっても殆ど母相中に再
固溶されない。また晶出物が多量に生成されると、時効
硬化によって製品強度を増大させる析出物の成分である
Ｃｕ，Ｍｇ，Ｓｉ等が、上記晶出物の成分として一部消
費されるため、製品強度を低下させる。本発明では優れ
た破壊靭性および疲労特性さらには高い強度を有するＡ
ｌ合金を実現するため、Ｆｅ添加量はＡｌ−Ｃｕ系、Ａ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のいずれに
おいても０．１％以下に、またＳｉ添加量はＡｌ−Ｃｕ
系およびＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系において０．１％以下に、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系において１．５％以下に規制され
る。
【００２０】またＣｕおよびＭｇも、Ａｌ7 Ｃｕ2 Ｆ
ｅ，（Ｆｅ，Ｍｎ）3 Ｃｕ2 ，Ａｌ2Ｃｕ2 Ｍｇ，Ａｌ2
Ｃｕ2 ，Ｍｇ2 Ｓｉ等の晶出物を生成するため規制さ
れる成分であり、添加量上限は晶出物間距離を８５μｍ
以上にする為に、各成分系に応じて下記の如く規定され
る。即ち、本発明のＡｌ合金は、Ａｌ−Ｃｕ系において
は、Ｃｕ：８％以下（必要によってＭｇを含む場合は、
Ｍｇ：２．５％以下）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系において
は、Ｍｇ：３．５％以下（必要によってＣｕを含む場合
は、Ｃｕ：０．３％以下）、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
においては、Ｍｇ：２％以下（必要によってＣｕを含む
場合は、Ｃｕ：１．０％以下）に夫々規制される。尚Ａ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系においては、Ｚｎは耐食性の低下とい
う観点から、１０％以下とする。
ｅ，（Ｆｅ，Ｍｎ）3 Ｃｕ2 ，Ａｌ2Ｃｕ2 Ｍｇ，Ａｌ2
Ｃｕ2 ，Ｍｇ2 Ｓｉ等の晶出物を生成するため規制さ
れる成分であり、添加量上限は晶出物間距離を８５μｍ
以上にする為に、各成分系に応じて下記の如く規定され
る。即ち、本発明のＡｌ合金は、Ａｌ−Ｃｕ系において
は、Ｃｕ：８％以下（必要によってＭｇを含む場合は、
Ｍｇ：２．５％以下）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系において
は、Ｍｇ：３．５％以下（必要によってＣｕを含む場合
は、Ｃｕ：０．３％以下）、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
においては、Ｍｇ：２％以下（必要によってＣｕを含む
場合は、Ｃｕ：１．０％以下）に夫々規制される。尚Ａ
ｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系においては、Ｚｎは耐食性の低下とい
う観点から、１０％以下とする。
【００２１】一方、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等は、均質化熱処
理時およびその後の熱間圧延時に、分散粒子の生成に関
与する元素である。これらの分散粒子は、再結晶後の粒
界移動を妨げる作用があるので、微細結晶粒の生成にと
って必要である。特に本発明においては、Ａｌ−Ｍｎ
系，Ａｌ−Ｃｒ系およびＡｌ−Ｚｒ系等の分散粒子の少
なくともいずれかのサイズを、夫々４０００Å以上、１
０００Å以上、３００Å以上に大きくすることによっ
て、分散粒子が疲労亀裂の伝播に対して抵抗として作用
し、疲労亀裂伝播速度を低減させる効果を発揮する。こ
の効果を発揮させる為には、Ｍｎ，ＣｒおよびＺｒの夫
々の添加量は、０．４％以上、０．１５％以上および
０．０５％以上とすることが必要である。
理時およびその後の熱間圧延時に、分散粒子の生成に関
与する元素である。これらの分散粒子は、再結晶後の粒
界移動を妨げる作用があるので、微細結晶粒の生成にと
って必要である。特に本発明においては、Ａｌ−Ｍｎ
系，Ａｌ−Ｃｒ系およびＡｌ−Ｚｒ系等の分散粒子の少
なくともいずれかのサイズを、夫々４０００Å以上、１
０００Å以上、３００Å以上に大きくすることによっ
て、分散粒子が疲労亀裂の伝播に対して抵抗として作用
し、疲労亀裂伝播速度を低減させる効果を発揮する。こ
の効果を発揮させる為には、Ｍｎ，ＣｒおよびＺｒの夫
々の添加量は、０．４％以上、０．１５％以上および
０．０５％以上とすることが必要である。
【００２２】しかしながら、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の元素
の過剰な添加は、溶解鋳造時に粗大な不溶性金属間化合
物を生成し易く、成形性を劣化させる原因となる。また
特にＺｒの過剰添加は、ミクロ組織をファイバー状にし
易くなり、特定方向の破壊靭性および疲労特性、更には
成形性を劣化させる。このため、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの添
加量は、いずれの成分系においても夫々０．８％以下、
０．３％以下、０．１％以下に規制されることが必要と
なる。
の過剰な添加は、溶解鋳造時に粗大な不溶性金属間化合
物を生成し易く、成形性を劣化させる原因となる。また
特にＺｒの過剰添加は、ミクロ組織をファイバー状にし
易くなり、特定方向の破壊靭性および疲労特性、更には
成形性を劣化させる。このため、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒの添
加量は、いずれの成分系においても夫々０．８％以下、
０．３％以下、０．１％以下に規制されることが必要と
なる。
【００２３】尚Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の元素は選択的に添
加すれば良いが、分散させる粒子の種類によって、各成
分系に応じてその種類を適切に選ぶ必要がある。例えば
熱処理型Ａｌ−Ｃｕ系Ａｌ合金においてＡｌ12Ｍｇ2 Ｃ
ｒ粒子を分散させたい場合は、必要により添加されるＭ
ｇと共にＣｒを組み合わせて添加すれば良く、また例え
ばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金においてＡｌ20Ｃｕ2 Ｍ
ｎ3 粒子を分散させたい場合は、必要により添加される
Ｃｕと共にＭｎを組み合わせて添加する様にすれば良
い。要するに、（ａ）〜（ｃ）の少なくともいずれかを
満足する様に、各成分系に応じてＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の
元素の種類および添加量を適切に選定すれば良い。 （ａ）Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子サイズが４０００Å以上で
ある （ｂ）Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子サイズが１０００Å以上で
ある （ｃ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子サイズが３００Å以上であ
る
加すれば良いが、分散させる粒子の種類によって、各成
分系に応じてその種類を適切に選ぶ必要がある。例えば
熱処理型Ａｌ−Ｃｕ系Ａｌ合金においてＡｌ12Ｍｇ2 Ｃ
ｒ粒子を分散させたい場合は、必要により添加されるＭ
ｇと共にＣｒを組み合わせて添加すれば良く、また例え
ばＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金においてＡｌ20Ｃｕ2 Ｍ
ｎ3 粒子を分散させたい場合は、必要により添加される
Ｃｕと共にＭｎを組み合わせて添加する様にすれば良
い。要するに、（ａ）〜（ｃ）の少なくともいずれかを
満足する様に、各成分系に応じてＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ等の
元素の種類および添加量を適切に選定すれば良い。 （ａ）Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子サイズが４０００Å以上で
ある （ｂ）Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子サイズが１０００Å以上で
ある （ｃ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子サイズが３００Å以上であ
る
【００２４】上記の観点から、本発明のＡｌ合金の化学
成分組成が規定されるが、本発明のＡｌ合金には、その
他必要に応じて、Ｔｉ，Ｖ，Ｈｆ等の元素を含むことが
許容される。これらの元素は、鋳塊組織の微細化という
作用を発揮するものであるが、成形性の劣化という観点
から０．３％以下に規制される。
成分組成が規定されるが、本発明のＡｌ合金には、その
他必要に応じて、Ｔｉ，Ｖ，Ｈｆ等の元素を含むことが
許容される。これらの元素は、鋳塊組織の微細化という
作用を発揮するものであるが、成形性の劣化という観点
から０．３％以下に規制される。
【００２５】本発明のＡｌ合金は、例えば溶解鋳造によ
り鋳塊にした後、均質化熱処理、熱間圧延、更には必要
に応じて冷間圧延を行なった後、溶体化処理水焼入れ、
ロールあるいはストレッチャーによる矯正、時効処理等
を順次行なうことによって製造できる。
り鋳塊にした後、均質化熱処理、熱間圧延、更には必要
に応じて冷間圧延を行なった後、溶体化処理水焼入れ、
ロールあるいはストレッチャーによる矯正、時効処理等
を順次行なうことによって製造できる。
【００２６】上記製造工程中における溶解鋳造では、鋳
造に先立ち脱ガス処理により溶湯中の水素濃度をできる
だけ低減することが望ましい。溶湯中に含まれる水素
は、Ａｌ合金中への固溶度が極端に低いため、鋳造時に
ミクロポロシティを形成して最終製品中に小さな空洞と
して残存する。この空洞は破壊の起点となり易く、製品
の破壊靭性および疲労特性を低下させる原因になる。特
に、溶解鋳造後の圧延率や鍛錬度等の加工度が低い製品
においては、ミクロポロシティが破壊されず空洞として
残存し易い。このため溶湯中水素ガス濃度は、０．０５
ｃｃ／１００ｍｌＡｌ以下にすることが好ましく、より
好ましくは０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌ以下にするこ
とが推奨される。
造に先立ち脱ガス処理により溶湯中の水素濃度をできる
だけ低減することが望ましい。溶湯中に含まれる水素
は、Ａｌ合金中への固溶度が極端に低いため、鋳造時に
ミクロポロシティを形成して最終製品中に小さな空洞と
して残存する。この空洞は破壊の起点となり易く、製品
の破壊靭性および疲労特性を低下させる原因になる。特
に、溶解鋳造後の圧延率や鍛錬度等の加工度が低い製品
においては、ミクロポロシティが破壊されず空洞として
残存し易い。このため溶湯中水素ガス濃度は、０．０５
ｃｃ／１００ｍｌＡｌ以下にすることが好ましく、より
好ましくは０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌ以下にするこ
とが推奨される。
【００２７】尚、破壊靭性および疲労特性を劣化させる
最大の因子は晶出物であり、本文中に示すように晶出物
間距離を大きくできるならば、脱ガス処理は常法に則り
行なってもよい。更に鋳造法は半連続鋳造法であって
も、また連続鋳造圧延法であってもよい。連続鋳造圧延
法を含む鋳造速度の高速化は晶出物を微細化し、粗大な
晶出物の粒子間距離を大きくする。このため破壊靭性は
格段に向上する。均質化熱処理は、破壊靭性および疲労
特性に有害な晶出物を再固溶させ、晶出物間距離を８５
μｍ以上に大きくする為に行なうものである。特に、溶
解性のあるＡｌ2ＣｕＭｇ，Ａｌ2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓｉ等
の晶出物を積極的に再固溶させるためには、重要な熱処
理工程である。また均質化熱処理は、疲労特性の改善に
有効なＡｌ−Ｍｎ系，Ａｌ−Ｃｒ系およびＡｌ−Ｚｒ系
等の分散粒子サイズを夫々４０００Å以上、１０００Å
以上、３００Å以上に大きくするためにも有効である。
最大の因子は晶出物であり、本文中に示すように晶出物
間距離を大きくできるならば、脱ガス処理は常法に則り
行なってもよい。更に鋳造法は半連続鋳造法であって
も、また連続鋳造圧延法であってもよい。連続鋳造圧延
法を含む鋳造速度の高速化は晶出物を微細化し、粗大な
晶出物の粒子間距離を大きくする。このため破壊靭性は
格段に向上する。均質化熱処理は、破壊靭性および疲労
特性に有害な晶出物を再固溶させ、晶出物間距離を８５
μｍ以上に大きくする為に行なうものである。特に、溶
解性のあるＡｌ2ＣｕＭｇ，Ａｌ2 Ｃｕ，Ｍｇ2 Ｓｉ等
の晶出物を積極的に再固溶させるためには、重要な熱処
理工程である。また均質化熱処理は、疲労特性の改善に
有効なＡｌ−Ｍｎ系，Ａｌ−Ｃｒ系およびＡｌ−Ｚｒ系
等の分散粒子サイズを夫々４０００Å以上、１０００Å
以上、３００Å以上に大きくするためにも有効である。
【００２８】均質化熱処理における温度および時間等の
最適な条件は下記の如くである。まず熱処理型Ａｌ−Ｃ
ｕ系Ａｌ合金である場合には、鋳塊を望ましくは４５０
℃以上で４時間以上の熱処理が必要であり、４５０℃未
満では晶出物を再固溶させ且つ分散粒子サイズを大きく
するには低温すぎる。４８５℃を超える温度では分散粒
子の一部が再固溶し、疲労特性の改善に必要な分散粒子
サイズを得ることが困難である。Ａｌ−Ａｌ2 Ｃｕ−Ａ
ｌ2 ＣｕＭｇの共晶温度が５０８℃であり、この温度を
超えると局部溶融を起こす場合がある。また５０８℃直
下で均質化熱処理を行なうには、５０８℃を過熱しない
様に極めて遅い昇温速度で加熱しなければならず、製造
上実用的でない。このため均質化熱処理は４５０〜４８
５℃で４時間以上が望ましい。
最適な条件は下記の如くである。まず熱処理型Ａｌ−Ｃ
ｕ系Ａｌ合金である場合には、鋳塊を望ましくは４５０
℃以上で４時間以上の熱処理が必要であり、４５０℃未
満では晶出物を再固溶させ且つ分散粒子サイズを大きく
するには低温すぎる。４８５℃を超える温度では分散粒
子の一部が再固溶し、疲労特性の改善に必要な分散粒子
サイズを得ることが困難である。Ａｌ−Ａｌ2 Ｃｕ−Ａ
ｌ2 ＣｕＭｇの共晶温度が５０８℃であり、この温度を
超えると局部溶融を起こす場合がある。また５０８℃直
下で均質化熱処理を行なうには、５０８℃を過熱しない
様に極めて遅い昇温速度で加熱しなければならず、製造
上実用的でない。このため均質化熱処理は４５０〜４８
５℃で４時間以上が望ましい。
【００２９】また熱処理型Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系Ａｌ合金
である場合には、鋳塊を望ましくは４５０℃以上で４時
間以上の熱処理が必要であり、４５０℃未満では晶出物
を再固溶させ且つ分散粒子サイズを大きくするには低温
すぎる。また５３０℃を超える温度では分散粒子の一部
が再固溶し、疲労特性の改善に必要な分散粒子サイズを
得ることが困難である。このため均質化熱処理は４５０
〜５３０℃で４時間以上が望ましい。
である場合には、鋳塊を望ましくは４５０℃以上で４時
間以上の熱処理が必要であり、４５０℃未満では晶出物
を再固溶させ且つ分散粒子サイズを大きくするには低温
すぎる。また５３０℃を超える温度では分散粒子の一部
が再固溶し、疲労特性の改善に必要な分散粒子サイズを
得ることが困難である。このため均質化熱処理は４５０
〜５３０℃で４時間以上が望ましい。
【００３０】更に、熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合
金である場合には、鋳塊を望ましくは４５０℃以上で４
時間以上の熱処理が必要であり、４５０℃未満では晶出
物を再固溶させ且つ分散粒子サイズを大きくするには低
温すぎる。また５６０℃を超える温度では分散粒子の一
部が再固溶し、疲労特性の改善に必要な分散粒子サイズ
を得ることが困難である。このため均質化熱処理は４５
０〜５６０℃で４時間以上が望ましい。
金である場合には、鋳塊を望ましくは４５０℃以上で４
時間以上の熱処理が必要であり、４５０℃未満では晶出
物を再固溶させ且つ分散粒子サイズを大きくするには低
温すぎる。また５６０℃を超える温度では分散粒子の一
部が再固溶し、疲労特性の改善に必要な分散粒子サイズ
を得ることが困難である。このため均質化熱処理は４５
０〜５６０℃で４時間以上が望ましい。
【００３１】尚本発明のＡｌ合金を心材とし、純Ａｌま
たは７０７２合金を皮材とする合わせ材を製造するとき
には、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｚｎ等の心材成分の皮材中への拡散
を低減して耐食性の低下を防止するため、心材および皮
材を別々に均質化熱処理後、心材の両側あるいは片側を
皮材で被覆後次の熱間圧延で圧着して合わせ材とするこ
とが望ましい。
たは７０７２合金を皮材とする合わせ材を製造するとき
には、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｚｎ等の心材成分の皮材中への拡散
を低減して耐食性の低下を防止するため、心材および皮
材を別々に均質化熱処理後、心材の両側あるいは片側を
皮材で被覆後次の熱間圧延で圧着して合わせ材とするこ
とが望ましい。
【００３２】熱間圧延は、最終製品での結晶粒を微細化
し、且つ伸長粒をできるだけ等軸化するため、熱間圧延
入側と出側温度を共に低温化し、圧延時に導入される加
工硬化量を大きくすることが望ましく、特に熱間圧延後
の冷間圧延を省略する様な製品においては有効である。
結晶粒の微細化によって、破壊靭性、疲労特性および強
度は向上し、更には成形加工時に発生するオレンジピー
ル等の肌荒れを防止できるため成形加工性をも向上でき
る。
し、且つ伸長粒をできるだけ等軸化するため、熱間圧延
入側と出側温度を共に低温化し、圧延時に導入される加
工硬化量を大きくすることが望ましく、特に熱間圧延後
の冷間圧延を省略する様な製品においては有効である。
結晶粒の微細化によって、破壊靭性、疲労特性および強
度は向上し、更には成形加工時に発生するオレンジピー
ル等の肌荒れを防止できるため成形加工性をも向上でき
る。
【００３３】熱間圧延は、均質化熱処理終了後、鋳塊を
炉から取り出し後４１０℃以下から開始することが好ま
しく、４１０℃を超える温度から熱間圧延を開始すると
（変形開始温度）、圧延中の回復量が大きくなって加工
硬化量が激減する。また熱間圧延出側温度（変形終了温
度）は、２５０℃を超えると再結晶が完了してしまい冷
却中に粒成長が生じ易くなり、特に次製造工程において
冷間圧延が省略されて溶体化処理等の熱処理が行なわれ
る製品においては熱処理中にも粒成長が生じ易くなる。
更に、熱間圧延出側温度が２１０℃未満では、圧延面に
顕著な圧延キズが生じ易くなる。このため、熱間圧延出
側温度は２１０〜２５０℃とするのが好ましい。但し、
熱間圧延条件によっては２１０〜２５０℃でも再結晶が
終了してしまう場合もあり、要するに熱間圧延終了段階
でもなお加工組織を有することが重要である。
炉から取り出し後４１０℃以下から開始することが好ま
しく、４１０℃を超える温度から熱間圧延を開始すると
（変形開始温度）、圧延中の回復量が大きくなって加工
硬化量が激減する。また熱間圧延出側温度（変形終了温
度）は、２５０℃を超えると再結晶が完了してしまい冷
却中に粒成長が生じ易くなり、特に次製造工程において
冷間圧延が省略されて溶体化処理等の熱処理が行なわれ
る製品においては熱処理中にも粒成長が生じ易くなる。
更に、熱間圧延出側温度が２１０℃未満では、圧延面に
顕著な圧延キズが生じ易くなる。このため、熱間圧延出
側温度は２１０〜２５０℃とするのが好ましい。但し、
熱間圧延条件によっては２１０〜２５０℃でも再結晶が
終了してしまう場合もあり、要するに熱間圧延終了段階
でもなお加工組織を有することが重要である。
【００３４】熱間圧延を終了した圧延板は、必要に応じ
て冷間圧延を行ない、その後溶体化処理および焼入れを
行なう。このとき用いる熱処理炉は、バッチ炉、連続焼
鈍炉または溶融塩浴炉のいずれでも良く、また焼入れは
水浸漬、水噴射または空気噴射のいずれを用いても良
い。溶体化処理および焼入れは、可溶性金属間化合物を
再固溶し且つ冷却中の再析出を十分に抑制するため、常
法に則り行なわれるものであるが、特に航空機材に本発
明材を適用する場合はＪＩＳ−Ｗ−１１０３やＭＩＬ−
Ｈ−６０８８Ｆに規定された条件に準拠して行なうこと
が好ましい。
て冷間圧延を行ない、その後溶体化処理および焼入れを
行なう。このとき用いる熱処理炉は、バッチ炉、連続焼
鈍炉または溶融塩浴炉のいずれでも良く、また焼入れは
水浸漬、水噴射または空気噴射のいずれを用いても良
い。溶体化処理および焼入れは、可溶性金属間化合物を
再固溶し且つ冷却中の再析出を十分に抑制するため、常
法に則り行なわれるものであるが、特に航空機材に本発
明材を適用する場合はＪＩＳ−Ｗ−１１０３やＭＩＬ−
Ｈ−６０８８Ｆに規定された条件に準拠して行なうこと
が好ましい。
【００３５】尚溶体化処理温度までの昇温中に生じる結
晶粒の粗大化を防止し、破壊靭性および疲労特性に優れ
る微細再結晶粒を得るには、昇温速度は５℃／分以上に
保つことが推奨される。
晶粒の粗大化を防止し、破壊靭性および疲労特性に優れ
る微細再結晶粒を得るには、昇温速度は５℃／分以上に
保つことが推奨される。
【００３６】焼入れ材は、焼入れ時の歪み矯正および最
終製品の耐力値を増大させることを目的として、冷間圧
延機およびストレッチャー等を用いて伸び換算値で最大
１０％までの冷間加工が行なわれる。また室温時効や人
工時効によって、製品は強度の増大が達成される。
終製品の耐力値を増大させることを目的として、冷間圧
延機およびストレッチャー等を用いて伸び換算値で最大
１０％までの冷間加工が行なわれる。また室温時効や人
工時効によって、製品は強度の増大が達成される。
【００３７】結晶粒は溶体化処理および焼入れ後、板表
面から約０．０５〜０．１ｍｍまで機械研磨した後、電
解エッチングし光学顕微鏡を用いて観察した。粒径はＬ
方向でラインインターセプト法にて測定した。１測定ラ
イン長は５００μｍであり、１視野当たり各５本で計５
視野観察することにより全測定ライン長を５００×２５
μｍとした。合わせ材の場合は心材表面から約０．０５
〜０．１ｍｍの位置も観察部位とした。
面から約０．０５〜０．１ｍｍまで機械研磨した後、電
解エッチングし光学顕微鏡を用いて観察した。粒径はＬ
方向でラインインターセプト法にて測定した。１測定ラ
イン長は５００μｍであり、１視野当たり各５本で計５
視野観察することにより全測定ライン長を５００×２５
μｍとした。合わせ材の場合は心材表面から約０．０５
〜０．１ｍｍの位置も観察部位とした。
【００３８】晶出物間距離は溶体化処理および焼入れ後
機械研磨し、ＳＥＭ（成分分析装置および画像処理装置
付属）にてＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ等を含むサイズ１．８μｍ
2 以上の晶出物を選択し、ラインインターセプト法（Ｌ
−ＳＴ面）にて晶出物間距離を測定した。１測定ライン
長はＬ，ＳＴ方向それぞれ２２０μｍ，１７５μｍであ
り、１視野当たり各５本で計１０視野観察することによ
り全測定ライン長を２２０×５０μｍ，１７５×５０μ
ｍとし、Ｌ，ＳＴ方向の晶出物間距離を平均し本件特許
に定める晶出物間距離とした。合わせ材の場合は心材の
断面にて晶出物間距離を測定した。当然のことである
が、選択する晶出物サイズを１．８μｍ2未満とすれば
晶出物間距離は小さくなる。
機械研磨し、ＳＥＭ（成分分析装置および画像処理装置
付属）にてＦｅ，Ｓｉ，Ｃｕ等を含むサイズ１．８μｍ
2 以上の晶出物を選択し、ラインインターセプト法（Ｌ
−ＳＴ面）にて晶出物間距離を測定した。１測定ライン
長はＬ，ＳＴ方向それぞれ２２０μｍ，１７５μｍであ
り、１視野当たり各５本で計１０視野観察することによ
り全測定ライン長を２２０×５０μｍ，１７５×５０μ
ｍとし、Ｌ，ＳＴ方向の晶出物間距離を平均し本件特許
に定める晶出物間距離とした。合わせ材の場合は心材の
断面にて晶出物間距離を測定した。当然のことである
が、選択する晶出物サイズを１．８μｍ2未満とすれば
晶出物間距離は小さくなる。
【００３９】分散粒子は溶体化処理および焼入れ後機械
研磨し、板表面から板厚１／４の部位（Ｌ−ＬＴ面）を
ＴＥＭ（成分分析装置および画像処理装置付属）を用い
て観察した。観察部位の試料厚さは２０００〜３０００
Åである。分散粒子サイズは各粒子の最大長の平均と
し、２０視野での平均値を本件特許に定める分散粒子サ
イズとした。合わせ材の場合は心材表面から板厚１／４
の部位を観察部位とした。尚、分散粒子の分布状態を各
粒子の最大長ではなく各粒子の面積あるいは粒子間距離
で評価した場合、粒子の粗大化は面積の増大，距離の拡
大として測定されることは当然である。
研磨し、板表面から板厚１／４の部位（Ｌ−ＬＴ面）を
ＴＥＭ（成分分析装置および画像処理装置付属）を用い
て観察した。観察部位の試料厚さは２０００〜３０００
Åである。分散粒子サイズは各粒子の最大長の平均と
し、２０視野での平均値を本件特許に定める分散粒子サ
イズとした。合わせ材の場合は心材表面から板厚１／４
の部位を観察部位とした。尚、分散粒子の分布状態を各
粒子の最大長ではなく各粒子の面積あるいは粒子間距離
で評価した場合、粒子の粗大化は面積の増大，距離の拡
大として測定されることは当然である。
【００４０】引張試験は室温時効あるいは人工時効後、
ＡＳＴＭ−Ｅ８に準拠し、常温大気中で、引張方向はＬ
Ｔ，引張速度は５ｍｍ／分にて行なった。破壊靭性Ｋｃ
はＡＳＴＭ−Ｅ５６１およびＢ６４６に、また疲労亀裂
伝播速度はＡＳＴＭ−Ｅ６４７に準拠し測定した。疲労
亀裂伝播速度はΔＫ＝一定にて、亀裂長さ半長１０〜２
５ｍｍでの平均速度にて本件特許に定める値とした。Δ
Ｋ値および試験方向の詳細は実施例に示す。尚、実施例
中に示される機械的特性値は試験数３回中の最低値を示
す。
ＡＳＴＭ−Ｅ８に準拠し、常温大気中で、引張方向はＬ
Ｔ，引張速度は５ｍｍ／分にて行なった。破壊靭性Ｋｃ
はＡＳＴＭ−Ｅ５６１およびＢ６４６に、また疲労亀裂
伝播速度はＡＳＴＭ−Ｅ６４７に準拠し測定した。疲労
亀裂伝播速度はΔＫ＝一定にて、亀裂長さ半長１０〜２
５ｍｍでの平均速度にて本件特許に定める値とした。Δ
Ｋ値および試験方向の詳細は実施例に示す。尚、実施例
中に示される機械的特性値は試験数３回中の最低値を示
す。
【００４１】本発明のＡｌ合金は、基本的に破壊靭性お
よび疲労特性に優れたものとなるが、前記Ａｌ合金製造
工程中の熱間加工を好ましくは４１０〜２１０℃で、よ
り好ましくは変形開始温度を４１０℃以下、変形終了温
度を２１０〜２５０℃で行なうことによって、最終製品
での結晶粒を微細化することになり、破壊靭性および疲
労特性と共に成形性にも優れたものとなる。尚本発明の
Ａｌ合金は、熱処理型Ａｌ合金展伸材として適用できる
ものであり、最終製品は板材，形材または鍛造材の如何
を問わないことは勿論である。
よび疲労特性に優れたものとなるが、前記Ａｌ合金製造
工程中の熱間加工を好ましくは４１０〜２１０℃で、よ
り好ましくは変形開始温度を４１０℃以下、変形終了温
度を２１０〜２５０℃で行なうことによって、最終製品
での結晶粒を微細化することになり、破壊靭性および疲
労特性と共に成形性にも優れたものとなる。尚本発明の
Ａｌ合金は、熱処理型Ａｌ合金展伸材として適用できる
ものであり、最終製品は板材，形材または鍛造材の如何
を問わないことは勿論である。
【００４２】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４３】
実施例１ Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６％，Ｆ
ｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、残部が
不純物とＡｌからなるＡｌ合金を溶解鋳造し、厚さ：４
６０ｍｍの鋳塊（以下、「心材」と呼ぶ）とし、これに
均熱処理を施した。
ｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、残部が
不純物とＡｌからなるＡｌ合金を溶解鋳造し、厚さ：４
６０ｍｍの鋳塊（以下、「心材」と呼ぶ）とし、これに
均熱処理を施した。
【００４４】上記心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以
下、「皮材」と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚
さ：４２０ｍｍの合わせ材とした。この合わせ材を、３
８０℃まで再加熱後直ちに炉から取り出し、開始温度３
５０℃、終了温度２２０℃にて厚さ：４．０ｍｍまで熱
間圧延を行ない、引き続き厚さ：２．５ｍｍまで冷間圧
延を行なった。得られた冷間圧延材を、４９４℃で４０
分間溶体化処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張変
形を与えた後、３週間の室温時効を行なった。
下、「皮材」と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚
さ：４２０ｍｍの合わせ材とした。この合わせ材を、３
８０℃まで再加熱後直ちに炉から取り出し、開始温度３
５０℃、終了温度２２０℃にて厚さ：４．０ｍｍまで熱
間圧延を行ない、引き続き厚さ：２．５ｍｍまで冷間圧
延を行なった。得られた冷間圧延材を、４９４℃で４０
分間溶体化処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張変
形を与えた後、３週間の室温時効を行なった。
【００４５】下記表１に、溶湯中水素濃度や均熱条件が
ミクロ組織およびＴ３材の機械的特性に及ぼす影響を示
した。尚ミクロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察
を行なった。表１から明らかな様に、本発明例である
およびは、比較例〜に比べ破壊靭性は高く且つ疲
労亀裂伝播速度は低く、優れた特性値を示していること
がわかる。
ミクロ組織およびＴ３材の機械的特性に及ぼす影響を示
した。尚ミクロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察
を行なった。表１から明らかな様に、本発明例である
およびは、比較例〜に比べ破壊靭性は高く且つ疲
労亀裂伝播速度は低く、優れた特性値を示していること
がわかる。
【００４６】
【表１】
【００４７】参考例 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６％，Ｆ
ｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、残部が
不純物とＡｌからなるＡｌ合金を、溶湯中水素濃度０．
０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶解鋳造し、４
００ｍｍ厚の鋳塊（以下、「心材」と呼ぶ）とした。
ｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、残部が
不純物とＡｌからなるＡｌ合金を、溶湯中水素濃度０．
０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶解鋳造し、４
００ｍｍ厚の鋳塊（以下、「心材」と呼ぶ）とした。
【００４８】次に、４８０℃で３６時間の均熱処理を施
し、心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以下、「皮材」
と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚さ：３６０ｍｍ
の合わせ材とした。この合わせ材を、下記表２に示す熱
間圧延開始温度より約２０℃高い温度まで再加熱後、直
ちに炉から取り出し、厚さ：２．５ｍｍまで熱間圧延を
行なった。得られた熱間圧延材を４９４℃で５０分間溶
体化処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張変形を与
えた後、３週間の室温時効を行なった。
し、心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以下、「皮材」
と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚さ：３６０ｍｍ
の合わせ材とした。この合わせ材を、下記表２に示す熱
間圧延開始温度より約２０℃高い温度まで再加熱後、直
ちに炉から取り出し、厚さ：２．５ｍｍまで熱間圧延を
行なった。得られた熱間圧延材を４９４℃で５０分間溶
体化処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張変形を与
えた後、３週間の室温時効を行なった。
【００４９】下記表２に、熱間圧延条件（熱間圧延開始
温度および終了温度）が、熱間圧延材表面キズやミクロ
組織、Ｔ３材の表面形状、機械的特性等に及ぼす影響を
示すた。尚ミクロ組織は、水焼入れした状態で観察を行
なった。
温度および終了温度）が、熱間圧延材表面キズやミクロ
組織、Ｔ３材の表面形状、機械的特性等に及ぼす影響を
示すた。尚ミクロ組織は、水焼入れした状態で観察を行
なった。
【００５０】表２から明らかな様に、好ましい製造条件
によるおよびは、およびに比べ熱延材表面キズ
が無く、また皮材や心材の結晶粒径がともに小さいた
め、オレンジピールの発生も見られない。特に心材の結
晶粒径が小さいため、強度、破壊靭性および疲労亀裂伝
播速度においても、好ましい製造条件によるおよび
は、およびに比べ優れた特性を示すものとなる。
によるおよびは、およびに比べ熱延材表面キズ
が無く、また皮材や心材の結晶粒径がともに小さいた
め、オレンジピールの発生も見られない。特に心材の結
晶粒径が小さいため、強度、破壊靭性および疲労亀裂伝
播速度においても、好ましい製造条件によるおよび
は、およびに比べ優れた特性を示すものとなる。
【００５１】
【表２】
【００５２】実施例２ 下記〜の化学成分組成を有するＡｌ合金を、溶湯中
水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶
解鋳造し、厚さ：４６０ｍｍの鋳塊（以下、「心材」と
呼ぶ）とした。 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０７％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．６％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０７％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．１２％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０７％，Ｓｉ：０．１５％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金
水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶
解鋳造し、厚さ：４６０ｍｍの鋳塊（以下、「心材」と
呼ぶ）とした。 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０７％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．６％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０７％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．１２％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０７％，Ｓｉ：０．１５％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金
【００５３】次に、４８０℃で３６時間の均熱処理を施
し、心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以下、「皮材」
と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚さ：４２０ｍｍ
の合わせ材とした。この合わせ材を、３８０℃まで再加
熱後直ちに炉から取り出し、開始温度３５０℃、終了温
度２２０℃にて厚さ：４．０ｍｍまで熱間圧延を行な
い、引き続き厚さ：２．５ｍｍまで冷間圧延を行なっ
た。得られた冷間圧延材を、４９４℃で４０分間溶体化
処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張変形を与えた
後、３週間の室温時効を行なった。
し、心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以下、「皮材」
と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚さ：４２０ｍｍ
の合わせ材とした。この合わせ材を、３８０℃まで再加
熱後直ちに炉から取り出し、開始温度３５０℃、終了温
度２２０℃にて厚さ：４．０ｍｍまで熱間圧延を行な
い、引き続き厚さ：２．５ｍｍまで冷間圧延を行なっ
た。得られた冷間圧延材を、４９４℃で４０分間溶体化
処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張変形を与えた
後、３週間の室温時効を行なった。
【００５４】下記表３に、心材の化学成分がミクロ組織
およびＴ３材の機械的特性に及ぼす影響を示した。尚ミ
クロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察を行なっ
た。表３から明らかな様に、本発明例のおよびは、
比較例〜に比べ破壊靭性は高く且つ疲労亀裂伝播速
度は低く、優れた特性値を示していることがわかる。
およびＴ３材の機械的特性に及ぼす影響を示した。尚ミ
クロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察を行なっ
た。表３から明らかな様に、本発明例のおよびは、
比較例〜に比べ破壊靭性は高く且つ疲労亀裂伝播速
度は低く、優れた特性値を示していることがわかる。
【００５５】
【表３】
【００５６】実施例３ 下記〜の化学成分組成を有するＡｌ合金を、溶湯中
水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶
解鋳造し、厚さ：４６０ｍｍの鋳塊（以下、「心材」と
呼ぶ）とした。 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．７
％，Ｆｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．４
％，Ｆｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．９
％，Ｆｅ：０．１２％，Ｓｉ：０．１２％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．１２％，Ｓｉ：０．１２％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金
水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶
解鋳造し、厚さ：４６０ｍｍの鋳塊（以下、「心材」と
呼ぶ）とした。 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．７
％，Ｆｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：３．９％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．４
％，Ｆｅ：０．０４％，Ｓｉ：０．０４％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．９
％，Ｆｅ：０．１２％，Ｓｉ：０．１２％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｃｕ：４．２％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６
％，Ｆｅ：０．１２％，Ｓｉ：０．１２％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金
【００５７】次に、４８０℃で３６時間の均熱処理を施
し、心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以下、「皮材」
と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚さ：４２０ｍｍ
の合わせ材とした。この合わせ材を、３８０℃まで再加
熱後直ちに炉から取り出し、開始温度３５０℃、終了温
度２２０℃にて厚さ４．０ｍｍまで熱間圧延を行ない、
引き続き厚さ：２．５ｍｍまで冷間圧延を行なった。得
られた冷間圧延材を、４９４℃で４０分間溶体化処理後
直ちに水焼入れし、２％の永久引張変形を与えた後、３
週間の室温時効を行なった。
し、心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以下、「皮材」
と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚さ：４２０ｍｍ
の合わせ材とした。この合わせ材を、３８０℃まで再加
熱後直ちに炉から取り出し、開始温度３５０℃、終了温
度２２０℃にて厚さ４．０ｍｍまで熱間圧延を行ない、
引き続き厚さ：２．５ｍｍまで冷間圧延を行なった。得
られた冷間圧延材を、４９４℃で４０分間溶体化処理後
直ちに水焼入れし、２％の永久引張変形を与えた後、３
週間の室温時効を行なった。
【００５８】下記表４に、心材の化学成分がミクロ組織
およびＴ３材の機械的特性に及ぼす影響を示した。尚ミ
クロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察を行なっ
た。表４から明らかな様に、本発明例のおよびは、
比較例〜に比べ破壊靭性は高く且つ疲労亀裂伝播速
度は低く、優れた特性値を示していることがわかる。
およびＴ３材の機械的特性に及ぼす影響を示した。尚ミ
クロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察を行なっ
た。表４から明らかな様に、本発明例のおよびは、
比較例〜に比べ破壊靭性は高く且つ疲労亀裂伝播速
度は低く、優れた特性値を示していることがわかる。
【００５９】
【表４】
【００６０】実施例４ 下記〜の化学成分組成を有するＡｌ合金を、溶湯中
水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後、
溶解鋳造し、厚さ：２５０ｍｍの鋳塊とした。 Ｚｎ：５．４％，Ｍｇ：２．５％，Ｃｕ：１．８％，
Ｚｒ：０．０９％，Ｆｅ：０．０５％，Ｓｉ：０．０５
％を夫々含み、残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｚｎ：５．４％，Ｍｇ：２．５％，Ｃｕ：１．８％，
Ｚｒ：０．０３％，Ｆｅ：０．０５％，Ｓｉ：０．０５
％を夫々含み、残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金， Ｚｎ：５．４％，Ｍｇ：２．５％，Ｃｕ：１．８％，
Ｚｒ：０．０９％，Ｆｅ：０．２５％，Ｓｉ：０．２０
％を夫々含み、残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金
水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後、
溶解鋳造し、厚さ：２５０ｍｍの鋳塊とした。 Ｚｎ：５．４％，Ｍｇ：２．５％，Ｃｕ：１．８％，
Ｚｒ：０．０９％，Ｆｅ：０．０５％，Ｓｉ：０．０５
％を夫々含み、残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金 Ｚｎ：５．４％，Ｍｇ：２．５％，Ｃｕ：１．８％，
Ｚｒ：０．０３％，Ｆｅ：０．０５％，Ｓｉ：０．０５
％を夫々含み、残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金， Ｚｎ：５．４％，Ｍｇ：２．５％，Ｃｕ：１．８％，
Ｚｒ：０．０９％，Ｆｅ：０．２５％，Ｓｉ：０．２０
％を夫々含み、残部が不純物とＡｌからなるＡｌ合金
【００６１】次に、均熱処理として４６５℃で４時間の
加熱後、５２５℃で２４時間の加熱を施し、開始温度３
５０℃、終了温度２２０℃にて厚さ：３０ｍｍまで熱間
圧延を行なった。得られた冷間圧延材を、４８０℃で４
０分間溶体化処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張
変形を与えた後１２０℃で２４時間の人工時効処理を行
なった。
加熱後、５２５℃で２４時間の加熱を施し、開始温度３
５０℃、終了温度２２０℃にて厚さ：３０ｍｍまで熱間
圧延を行なった。得られた冷間圧延材を、４８０℃で４
０分間溶体化処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張
変形を与えた後１２０℃で２４時間の人工時効処理を行
なった。
【００６２】下記表５に、化学成分がミクロ組織および
Ｔ６５１材の機械的特性に及ぼす影響を示した。尚ミク
ロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察を行なった。
表５から明らかな様に、本発明例のは、比較例およ
びに比べ破壊靭性は高く且つ疲労亀裂伝播速度は低
く、優れた特性値を示していることがわかる。
Ｔ６５１材の機械的特性に及ぼす影響を示した。尚ミク
ロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察を行なった。
表５から明らかな様に、本発明例のは、比較例およ
びに比べ破壊靭性は高く且つ疲労亀裂伝播速度は低
く、優れた特性値を示していることがわかる。
【００６３】
【表５】
【００６４】実施例５ 下記〜の化学成分組成を有するＡｌ合金を、溶湯中
水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶
解鋳造し、厚さ：４００ｍｍ厚の鋳塊（以下、「心材」
と呼ぶ）とした。 Ｍｇ：１．０％，Ｓｉ：０．９％，Ｃｒ：０．２５
％，Ｃｕ：０．８５％，Ｆｅ：０．０５％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌから なるＡｌ合金 Ｍｇ：１．０％，Ｓｉ：０．９％，Ｃｒ：０．１０
％，Ｃｕ：０．８５％，Ｆｅ：０．０５％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌから なるＡｌ合金 Ｍｇ：１．０％，Ｓｉ：０．９％，Ｃｒ：０．２８
％，Ｃｕ：０．８５％，Ｆｅ：０．２５％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌから なるＡｌ合金
水素濃度０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌまで脱ガス後溶
解鋳造し、厚さ：４００ｍｍ厚の鋳塊（以下、「心材」
と呼ぶ）とした。 Ｍｇ：１．０％，Ｓｉ：０．９％，Ｃｒ：０．２５
％，Ｃｕ：０．８５％，Ｆｅ：０．０５％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌから なるＡｌ合金 Ｍｇ：１．０％，Ｓｉ：０．９％，Ｃｒ：０．１０
％，Ｃｕ：０．８５％，Ｆｅ：０．０５％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌから なるＡｌ合金 Ｍｇ：１．０％，Ｓｉ：０．９％，Ｃｒ：０．２８
％，Ｃｕ：０．８５％，Ｆｅ：０．２５％を夫々含み、
残部が不純物とＡｌから なるＡｌ合金
【００６５】次に、５４０℃で１２時間の均熱処理を施
し、心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以下、「皮材」
と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚さ：３８０ｍｍ
の合わせ材とした。この合わせ材を、３８０℃まで再加
熱後直ちに炉から取り出し、開始温度３５０℃、終了温
度２２０℃にて厚さ：２．５ｍｍまで熱間圧延を行な
い、引き続き厚さ：２．５ｍｍまで冷間圧延を行なっ
た。得られた冷間圧延材を、５７０℃で４０分間溶体化
処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張変形を与えた
後１９０℃で４時間の人工時効処理を行なった。
し、心材の両面を面削後ＡＡ１０５０（以下、「皮材」
と呼ぶ）で心材の両面をクラッドし、厚さ：３８０ｍｍ
の合わせ材とした。この合わせ材を、３８０℃まで再加
熱後直ちに炉から取り出し、開始温度３５０℃、終了温
度２２０℃にて厚さ：２．５ｍｍまで熱間圧延を行な
い、引き続き厚さ：２．５ｍｍまで冷間圧延を行なっ
た。得られた冷間圧延材を、５７０℃で４０分間溶体化
処理後直ちに水焼入れし、２％の永久引張変形を与えた
後１９０℃で４時間の人工時効処理を行なった。
【００６６】下記表６に、心材の化学成分がミクロ組織
およびＴ６５１材の機械的特性に及ぼす影響を示した。
尚ミクロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察を行な
った。表６から明らかな様に、本発明例のは、比較例
およびに比べ破壊靭性は高く且つ疲労亀裂伝播速度
は低く、優れた特性値を示していることがわかる。
およびＴ６５１材の機械的特性に及ぼす影響を示した。
尚ミクロ組織は、水焼入れ後の心材を用いて観察を行な
った。表６から明らかな様に、本発明例のは、比較例
およびに比べ破壊靭性は高く且つ疲労亀裂伝播速度
は低く、優れた特性値を示していることがわかる。
【００６７】
【表６】
【００６８】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、破
壊靭性および疲労特性を改善して更に優れたものとし、
しかも成形性をも向上した熱処理型Ａｌ合金が実現で
き、この熱処理型Ａｌ合金は、航空機や鉄道車両等の輸
送機器および一般機械部品等において好適に使用するこ
とができる。
壊靭性および疲労特性を改善して更に優れたものとし、
しかも成形性をも向上した熱処理型Ａｌ合金が実現で
き、この熱処理型Ａｌ合金は、航空機や鉄道車両等の輸
送機器および一般機械部品等において好適に使用するこ
とができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 江藤 武比古 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所 神戸総合技術研 究所内 (56)参考文献 特開 平５−339687（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−123347（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−87647（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−155655（ＪＰ，Ａ) 特表 昭55−500767（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃｕ：１〜８％（重量％の意味、以下同
じ）を含むと共に、Ｍｎ：０．４〜０．８％，Ｃｒ：
０．１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１％および
Ｍｇ：０．１〜２．５％よりなる群から選ばれる１種以
上を含み、Ｆｅ，Ｓｉはいずれも０．１％以下とし、且
つ晶出物間距離が８５μｍ以上であると共に、下記
（ａ）〜（ｃ）の少なくともいずれかを満足するミクロ
組織を有することを特徴とする破壊靭性、疲労特性およ
び成形性の優れた熱処理型Ａｌ合金。 （ａ）Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子サイズが４０００Å以上で
ある （ｂ）Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子サイズが１０００Å以上で
ある （ｃ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子サイズが３００Å以上であ
る - 【請求項２】 Ｚｎ：０．１〜１０％およびＭｇ：０．
１〜３．５％を含むと共に、Ｍｎ：０．４〜０．８％，
Ｃｒ：０．１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１％
およびＣｕ：０．１〜３％よりなる群から選ばれる１種
以上を含み、Ｆｅ，Ｓｉはいずれも０．１％以下とし、
且つ晶出物間距離が８５μｍ以上であると共に、下記
（ａ）〜（ｃ）の少なくともいずれかを満足するミクロ
組織を有することを特徴とする破壊靭性、疲労特性およ
び成形性の優れた熱処理型Ａｌ合金。 （ａ）Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子サイズが４０００Å以上で
ある （ｂ）Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子サイズが１０００Å以上で
ある （ｃ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子サイズが３００Å以上であ
る - 【請求項３】 Ｍｇ：０．２〜２％およびＳｉ：０．１
〜１．５％を含むと共に、Ｍｎ：０．４〜０．８％，Ｃ
ｒ：０．１５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１％お
よびＣｕ：０．０５〜１．０％よりなる群から選ばれる
１種以上を含み、Ｆｅは０．１％以下とし、且つ晶出物
間距離が８５μｍ以上であると共に、下記（ａ）〜
（ｃ）の少なくともいずれかを満足するミクロ組織を有
することを特徴とする破壊靭性、疲労特性および成形性
の優れた熱処理型Ａｌ合金。 （ａ）Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子サイズが４０００Å以上で
ある （ｂ）Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子サイズが１０００Å以上で
ある （ｃ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子サイズが３００Å以上であ
る
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