JP2018168468A

JP2018168468A - アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法

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Publication number: JP2018168468A
Application number: JP2018008072A
Authority: JP
Inventors: 啓史長谷川; Hiroshi Hasegawa; 田中　宏樹; Hiroki Tanaka; 宏樹田中
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2017-03-30
Filing date: 2018-01-22
Publication date: 2018-11-01
Anticipated expiration: 2038-01-22
Also published as: US10640852B2; US20180282843A1; JP7053281B2

Abstract

【課題】静的な強度及び疲労特性に優れたアルミニウム合金クラッド材及びその製造方法を提供する。【解決手段】アルミニウム合金クラッド材は、Ｃｕ：３．８〜４．９質量％、Ｍｇ：１．２〜１．８質量％、Ｍｎ：０．３〜０．９質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、０．５μｍ以上の円相当直径を有するミクロボイドの数密度が１００個／ｍｍ2以下である心材と、Ａｌの純度が９９．５質量％以上であり、上記心材の表面を覆う皮材とを有している。【選択図】なし

Description

本発明は、アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法に関する。

Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ（アルミニウム−銅−マグネシウム）系合金材は、アルミニウム合金材の中でも比較的高い強度を有しているため、例えば航空機の外板等の、高い強度が要求される部材に広く使用されている。この種の合金材の表面には、耐腐食性の向上を目的として、１０００系アルミニウムなどの純度の高いアルミニウム合金が被覆されることがある。

航空機の飛行中には、高度の変化に応じて機内の気圧と機外の気圧との差が頻繁に変化する。このような気圧差の変動により、航空機の外板に加わる荷重は頻繁に変化する。それ故、航空機の外板には、引張強さ等の静的な強度だけではなく、疲労特性にも優れていることが求められている。

従来より、アルミニウム合金材の疲労特性を改善するために、種々の化学成分を有する合金が提案されている（例えば、特許文献１、特許文献２）。

特開２００２−５０８４４６号公報特開２００２−５３３５７２号公報

飛行機の安全性や耐久寿命をより改善するとともに、燃費を向上する観点から、静的な強度及び疲労特性の両方に優れたアルミニウム合金材が常に求められている。しかし、化学成分を調整するだけでは、静的な強度及び疲労特性の改善には限界があった。

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、静的な強度及び疲労特性に優れたアルミニウム合金クラッド材及びその製造方法を提供しようとするものである。

本発明の一態様は、Ｃｕ（銅）：３．８〜４．９質量％、Ｍｇ（マグネシウム）：１．２〜１．８質量％、Ｍｎ（マンガン）：０．３〜０．９質量％を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）および不可避的不純物からなる化学成分を有し、０．５μｍ以上の円相当直径を有するミクロボイドの数密度が１００個／ｍｍ²以下である心材と、
Ａｌの純度が９９．５質量％以上であり、上記心材の表面を覆う皮材と、
を有する、アルミニウム合金クラッド材にある。

上記アルミニウム合金クラッド材（以下、単に「クラッド材」という。）は、上記特定の範囲の化学成分を有し、ミクロボイドの数密度が上記特定の範囲である心材を有している。上記クラッド材は、心材の化学成分を上記特定の範囲とすることにより、従来のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金材と同等以上の静的な強度を容易に実現することができる。

また、上記クラッド材は、心材の化学成分を上記特定の範囲とした上で、更に、心材中のミクロボイドの数密度を上記特定の範囲とすることにより、ミクロボイドを起点とするき裂の発生や、ミクロボイドを伝播経路の一部とするき裂の進展を抑制することができる。その結果、上記クラッド材の疲労特性を従来よりも向上させることができる。

また、上記クラッド材の表面は、Ａｌの純度が９９．５質量％以上である皮材により覆われている。それ故、上記クラッド材は、優れた耐食性を有している。

以上のように、上記クラッド材は、優れた静的な強度、疲労特性および耐食性を有している。それ故、上記クラッド材は、例えば航空機の外板や、航空機主翼の下面板等の種々の用途に好適に使用することができる。

上記クラッド材における、心材及び皮材の化学成分の限定理由について説明する。

＜心材＞
・Ｃｕ（銅）：３．８〜４．９質量％
Ｃｕは、Ａｌ−Ｃｕ系金属間化合物やＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物等の、Ｃｕを含む金属間化合物の粒子を析出させ、析出強化により心材の強度を向上させる作用を有している。また、Ｃｕの一部は心材中に固溶し、固溶強化により心材の強度を向上させる作用を有している。

Ｃｕの含有量を上記特定の範囲とすることにより、心材の強度を向上させ、ひいては上記クラッド材の強度を向上させることができる。Ｃｕの含有量が３．８質量％未満の場合には、Ｃｕによる強度向上の効果が不十分となり、上記クラッド材の強度の低下を招く。Ｃｕの含有量が４．９質量％を超える場合には、上記クラッド材中の上記粒子の析出量が増大するおそれがある。

上記粒子の析出量が過度に多くなると、上記粒子を起点としたき裂の発生や、上記粒子と母相との界面を伝播経路の一部とするき裂の進展を招くおそれがある。また、この場合には、上記粒子と母相との界面や、粒子が加工によって破壊された箇所にミクロボイドが形成され、ミクロボイドの数密度が増加するおそれがある。それ故、Ｃｕの含有量が４．９質量％を超える場合には、上述したようなき裂の進展やミクロボイドの数密度の増加により、上記クラッド材の疲労特性の悪化を招く恐れがある。

・Ｍｇ（マグネシウム）：１．２〜１．８質量％
Ｍｇは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物等のＭｇを含む金属間化合物の粒子を析出させ、析出強化により心材の強度を向上させる作用を有している。また、Ｍｇの一部は心材中に固溶し、固溶強化により心材の強度を向上させる作用を有している。

Ｍｇの含有量を上記特定の範囲とすることにより、心材の強度を向上させ、ひいては上記クラッド材の強度を向上させることができる。Ｍｇの含有量が１．２質量％未満の場合には、Ｍｇによる強度向上の効果が不十分となり、上記クラッド材の強度の低下を招く。Ｍｇの含有量が１．８質量％を超える場合には、上記クラッド材中の上記粒子の析出量が過度に多くなり、かえって上記クラッド材の疲労特性の悪化を招くおそれがある。

即ち、Ｍｇを含む金属間化合物の粒子の析出量が過度に多くなると、上記粒子を起点としたき裂の発生や、上記粒子と母相との界面を伝播経路の一部とするき裂の進展を招くおそれがある。また、この場合には、上記粒子と母相との界面や、粒子が加工によって破壊された箇所にミクロボイドが形成され、ミクロボイドの数密度が増加するおそれがある。これらの結果、上記クラッド材の疲労特性の悪化を招く恐れがある。

・Ｍｎ（マンガン）：０．３〜０．９質量％
Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物等のＭｎを含む金属間化合物の粒子を析出させ、析出強化により心材の強度を向上させる作用を有している。また、Ｍｎの一部は心材中に固溶し、固溶強化により心材の強度を向上させる作用を有している。

Ｍｎの含有量を上記特定の範囲とすることにより、心材の強度を向上させ、ひいては上記クラッド材の強度を向上させることができる。Ｍｎの含有量が０．３質量％未満の場合には、Ｍｎによる強度向上の効果が不十分となり、上記クラッド材の強度の低下を招く。Ｍｎの含有量が０．９質量％を超える場合には、上記クラッド材中の上記粒子の析出量が過度に多くなり、かえって上記クラッド材の疲労特性の悪化を招くおそれがある。

即ち、Ｍｎを含む金属間化合物の粒子の析出量が過度に多くなると、上記粒子を起点としたき裂の発生や、上記粒子と母相との界面を伝播経路の一部とするき裂の進展を招くおそれがある。また、この場合には、上記粒子と母相との界面や、粒子が加工によって破壊された箇所にミクロボイドが形成され、ミクロボイドの数密度が増加するおそれがある。これらの結果、上記クラッド材の疲労特性の悪化を招く恐れがある。

・Ｓｉ（シリコン）：０．０２０〜０．２０質量％、Ｆｅ（鉄）：０．０２０〜０．２０質量％
心材は、更に、Ｓｉ：０．０２０〜０．２０質量％、Ｆｅ：０．０２０〜０．２０質量％を含んでいてもよい。Ｓｉ及びＦｅとが共存している場合には、心材の鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の粒子を形成することができる。そして、心材の製造過程において、この粒子を析出サイトとして、ＣｕやＭｇを含む金属間化合物の粒子を析出させることができる。

心材中のＳｉ量を０．０２０質量％以上とし、かつ、Ｆｅ量を０．０２０質量％以上とすることにより、心材中にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の粒子を適度に形成することができる。これにより、その後の心材の製造過程において、心材中にＣｕやＭｇを含む金属間化合物の粒子を微細に析出させることができる。そして、ＣｕやＭｇを含む金属間化合物の粒子を微細化することにより、溶体化処理時にこれらの粒子の融解によってミクロボイドが形成されることを抑制することができる。その結果、上記クラッド材の疲労特性をより改善することができる。

Ｓｉ量またはＦｅ量が過度に多い場合には、心材中のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の粒子の量が過度に多くなり、上記粒子を起点としたき裂の発生や、上記粒子と母相との界面を伝播経路の一部とするき裂の進展を招くおそれがある。上記心材中のＳｉ量を０．２０質量％以下とし、かつ、Ｆｅ量を０．２０質量％以下とすることにより、かかる問題を回避し、上記クラッド材の疲労特性をより改善することができる。

・Ｔｉ（チタン）：０．０１〜０．１５質量％
また、上記心材には、更に、Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％が含まれていてもよい。Ｔｉは、心材の結晶粒を微細化する作用を有している。Ｔｉの含有量を上記特定の範囲とすることにより、心材の静的な強度をより向上させることができる。

・その他の成分
上記心材には、更に、Ｃｒ（クロム）、Ｚｎ（亜鉛）などが含まれていてもよい。しかし、これらの元素の含有量が過度に多くなると、心材中にこれらの元素を含む析出物が多量に析出し、疲労特性の悪化を招くおそれがある。Ｃｒの含有量を０．１質量％以下、Ｚｎの含有量を０．３質量％以下とすることにより、かかる問題を回避することができる。

・ミクロボイドの数密度：１００個／ｍｍ²以下
上記心材中に存在する円相当直径０．５μｍ以上のミクロボイドの数密度は、１００個／ｍｍ²以下である。心材中のミクロボイドの数密度を上記特定の範囲とすることにより、上記クラッド材の疲労特性を改善することができる。なお、上記特定の範囲の化学成分を有する心材においては、通常、円相当直径０．５μｍ以上のミクロボイドの数密度を５個／ｍｍ²以下に低減することは困難である。

＜皮材＞
・Ａｌの純度：９９．５質量％以上
心材の表面は、Ａｌの純度が９９．５質量％以上の皮材により覆われている。皮材のＡｌ純度を９９．５質量％以上とすることにより、上記クラッド材の耐食性を向上させることができる。

上記クラッド材は、例えば、以下の方法により作製することができる。まず、連続鋳造法や半連続鋳造法等の公知の方法により、上記特定の化学成分を有する心材の鋳塊を作製する。このとき、鋳塊中に含まれる水素の量を、心材１００ｇあたり０．２０ｍｌ未満とすることが好ましい。鋳塊中に含まれる水素の量を上記特定の範囲とすることにより、溶体化処理時におけるミクロボイドの発生を抑制することができる。その結果、心材中のミクロボイドの数密度をより低減することができる。

心材の鋳塊とは別に、上記特定の化学成分を有する皮材の鋳塊を作製する。そして、心材の鋳塊と皮材の鋳塊とをクラッド接合することにより、心材と皮材との積層材を作製する。

次に、積層材を４９５〜５００℃の温度で１時間以上加熱して均質化処理を行う。均質化処理を上記特定の範囲の条件で行うことにより、クラッド板の生産性の悪化を回避しつつ、鋳造時に形成された第二相粒子を心材中に十分に固溶させることができる。その結果、最終的に得られるクラッド板のミクロボイドの数密度を低減することができる。

均質化処理における加熱温度が４９５℃未満の場合には、心材中の第二相粒子を固溶させるために要する加熱時間が長くなり、上記クラッド材の生産性の悪化を招く。一方、均質化処理における加熱温度が５００℃を超える場合には、心材が部分的に溶融するおそれがあるため、好ましくない。

均質化処理における加熱時間が１時間未満の場合には、心材への第二相粒子の固溶が不十分となるおそれがある。その結果、第二相粒子を起点としたミクロボイドが発生しやすくなり、ミクロボイドの数密度の増大を招くおそれがある。第二相粒子を十分に固溶させる観点からは、加熱時間を長くすることが好ましいが、加熱時間が過度に長くなると、上記クラッド材の生産性の悪化を招く。上記クラッド材の生産性の悪化を回避する観点からは、均質化処理における加熱時間を１０時間以下とすることが好ましい。

均質化処理の後、上記積層材に熱間加工を施して展伸材を作製する。このとき、必要に応じて上記積層材に更に冷間加工を施してもよい。この展伸材を、１００℃に到達してから心材の溶体化温度に到達するまでの昇温速度が５０〜２００℃／時間となる条件で、心材の溶体化温度以上の温度に加熱して溶体化処理を行う。

溶体化処理における加熱条件を上記特定の範囲とすることにより、心材中に存在するＡｌ−Ｃｕ系金属間化合物の粒子やＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物の粒子の融解によるミクロボイドの形成を抑制しつつ、これらの粒子を含めた第二相粒子を心材中に固溶させることができる。そして、加熱が完了した直後に展伸材を水冷等の方法で急激に冷却することにより、心材をいわゆる過飽和固溶体とすることができる。

心材の溶体化温度の適正な範囲は心材の化学成分によって異なるが、上記特定の範囲の化学成分を有する心材においては、概ね、４８０〜４９０℃の範囲から溶体化温度を設定することができる。また、溶体化処理においては、心材の温度が溶体化温度に到達した後、溶体化温度を保持することにより、第二相粒子をより確実に心材中に固溶させることができる。溶体化温度の保持時間は、例えば、３０〜１２０分の範囲から適宜設定することができる。

溶体化処理における昇温速度が５０℃／時間未満の場合には、溶体化処理の処理時間が長くなり、上記クラッド材の生産性の悪化を招く。昇温速度が２００℃／時間を超える場合には、Ａｌ−Ｃｕ系金属間化合物の粒子やＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物の粒子の融解により、ミクロボイドが生じるおそれがある。

このような溶体化処理を行った後に、必要に応じて時効処理や冷間加工等を適宜組み合わせて実施することにより、Ａｌ−Ｃｕ系金属間化合物の粒子等の析出状態を調整し、所望の特性を備えた上記クラッド材を得ることができる。

上記アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法の実施例を説明する。なお、本発明に係るクラッド材及びその製造方法の具体的な態様は以下の実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲において適宜構成を変更することができる。

本例においては、まず、ＤＣ鋳造により、表１に示す種々の化学成分（合金記号Ａ〜Ｈ）を有するアルミニウム合金の溶湯から心材のスラブを作製した。これらの心材１００ｇあたりに含まれる水素の量は、表１に示した通りであった。

また、心材のスラブとは別に、ＤＣ鋳造により、Ａｌの純度が９９．５質量％以上である高純度アルミニウムの溶湯から皮材のスラブを作製した。表２に示す組合せで心材のスラブの両面上に皮材のスラブを配置した後、クラッド接合によってこれらのスラブを接合し、心材の両面に皮材が被覆された積層材を作製した。この積層材を表２に示す加熱温度及び加熱時間で加熱して均質化処理を行った。

均質化処理の後、積層材に熱間圧延を施し、表２に示す板厚の展伸材を作製した。その後、１００℃に到達してから４９０℃に到達するまでの昇温速度が表２に示す値となる条件で展伸材を加熱し、展伸材の温度が４９０℃に到達した後、この温度を１時間保持した。そして、展伸材の加熱が完了した直後に展伸材を水冷し、溶体化処理を完了した。

以上により得られたクラッド材（表２、試験材１〜１０）の引張強さ、ミクロボイドの数密度及び疲労き裂進展速度を、以下の方法により評価した。

＜引張強さ＞
試験材から、長手方向と圧延方向とが平行になるようにしてＪＩＳＺ２２４１に規定された５号試験片を採取した。この試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準じた方法により引張試験を実施した。引張試験の結果に基づいて算出した各試験材の引張強さの値は、表２に示した通りであった。

引張強さの評価においては、引張強さが４３０ＭＰａ以上の場合を静的な強度に優れているため合格と判定し、４３０ＭＰａ未満の場合を静的な強度が劣るため不合格と判定した。

＜ミクロボイドの数密度＞
試験材の圧延方向に垂直な断面（ＬＴ−ＳＴ面）を露出させ、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて上記断面の観察を行った。視野面積の合計が１ｍｍ²以上となるように、観察位置を無作為に選択して複数のＳＥＭ像を取得した。これらのＳＥＭ像中に存在する円相当直径０．５μｍ以上のミクロボイドの数を面積１ｍｍ²当たりのミクロボイドの数に換算し、ミクロボイドの数密度を算出した。各試験材におけるミクロボイドの数密度は、表２に示した通りであった。

＜疲労き裂進展速度＞
ＡＳＴＭＥ６４７−１５ｅ１の規定に準じた方法により、各試験材について疲労き裂進展試験を実施した。具体的には、試験材の圧延方向に垂直な面（ＬＴ−ＳＴ面）における中央部から、応力負荷方向が試験材の板幅方向（ＬＴ方向）となり、かつ、き裂進展方向が板材の圧延方向（Ｌ方向）と平行になるようにしてＣＴ試験片を採取した。そして、ＣＴ試験片を用い、応力比Ｒが０．１、応力拡大係数ΔＫが３２〜３４ＭＰａ・ｍ^1/2の範囲内となるように荷重を制御して疲労き裂進展試験を実施した。疲労き裂進展試験の結果に基づいて算出した各試験材の疲労き裂進展速度は、表２に示した通りであった。

疲労き裂進展速度の評価においては、疲労き裂進展速度が０．００２５ｍｍ／サイクル未満の場合を、疲労によるき裂の進展が十分に抑制され、優れた疲労特性を有するため合格と判定し、０．００２５ｍｍ／サイクル以上の場合を、疲労特性に劣るため不合格と判定した。

表１及び表２に示すように、試験材１〜４は、心材の化学成分が上記特定の範囲内であるとともに、円相当直径０．５μｍ以上のミクロボイドの数が１００個／ｍｍ²以下であった。そのため、これらの試験材は、静的な強度及び疲労特性に優れていた。

試験材５は、心材中のＣｕ量及びＭｇ量が上記特定の範囲を超えたため、ミクロボイドの数密度の増大を招いた。その結果、試験材５は、疲労特性に劣っていた。
試験材６は、心材中のＣｕ量及びＭｇ量が上記特定の範囲未満であったため、ＣｕやＭｇによる強度向上の効果が不十分となった。その結果、試験材６は、静的な強度に劣っていた。

試験材７は、心材中のＳｉ量及びＦｅ量が上記特定の範囲を超えたため、心材中のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の粒子の量が過度に多くなった。その結果、試験材７は、疲労特性に劣っていた。
試験材８は、鋳造時の心材中の水素量が上記特定の範囲以上となっていたため、ミクロボイドの数密度の増大を招いた。その結果、試験材８は、疲労特性に劣っていた。

試験材９は、均質化処理における加熱温度が上記特定の範囲未満であったため、心材中の第二相粒子の固溶が不十分となるとともにミクロボイドの数密度の増大を招いた。その結果、試験材９は、疲労特性に劣っていた。
試験材１０は、溶体化処理における昇温速度が上記特定の範囲を超えていたため、Ａｌ−Ｃｕ系金属間化合物の粒子やＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物の粒子が溶体化処理中に融解し、ミクロボイドの数密度の増大を招いた。その結果、試験材１０は、疲労強度に劣っていた。

Claims

Ｃｕ：３．８〜４．９質量％、Ｍｇ：１．２〜１．８質量％、Ｍｎ：０．３〜０．９質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、０．５μｍ以上の円相当直径を有するミクロボイドの数密度が１００個／ｍｍ²以下である心材と、
Ａｌの純度が９９．５質量％以上であり、上記心材の表面を覆う皮材と、
を有する、アルミニウム合金クラッド材。
上記心材は、Ｓｉ：０．０２０〜０．２０質量％、Ｆｅ：０．０２０〜０．２０質量％を更に含んでいる、請求項１に記載のアルミニウム合金クラッド材。
請求項１または２に記載のアルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、
上記心材の鋳塊と、上記皮材の鋳塊とを準備し、
上記心材の鋳塊と上記皮材の鋳塊とをクラッド接合して積層材を作製し、
上記積層材を４９５〜５００℃の温度で１時間以上加熱して均質化処理を行い、
上記積層材に熱間加工を施して展伸材を作製し、
上記展伸材を、１００℃に到達してから上記心材の溶体化温度に到達するまでの昇温速度が５０〜２００℃／時間となる条件で、上記溶体化温度以上の温度に加熱して溶体化処理を行う、アルミニウム合金クラッド材の製造方法。
上記心材の鋳塊中に含まれる水素の量は、心材１００ｇあたり０．２ｍｌ未満である、請求項３に記載のアルミニウム合金クラッド材の製造方法。