JP4285916B2 - 高強度、高耐食性構造用アルミニウム合金板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度、高耐食性構造用アルミニウム合金板、とくに航空機用、車両用として好適に使用される高強度、高耐食性アルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、構造用アルミニウム合金板、とくに航空機用アルミニウム合金板の一例として航空機用ストリンガー材の製造手法が提案されている（特許第１３３７６４６号〜１３３７６４９号公報、特許第１３３９９２７号公報、特許第１４０５１３６号公報など）。代表的な製造手法としては、例えば、ＪＩＳＡ７０７５合金の鋳塊を４５０℃付近の温度で１０〜２０時間均質化処理したのち、４００〜４５０℃の温度で熱間圧延を開始して厚さ６ｍｍ程度の板材とし、ついで約４１０℃で１時間程度の中間熱処理を行ったのち、１００℃以下の温度域で冷間圧延を行って３〜４ｍｍ厚さの冷延板とし、この冷延板について、３２０〜５００℃の温度への急速加熱による溶体化処理を行い、１２０℃付近の温度で数時間〜２４時間程度の時効処理を施すことにより所定の強度を得るものである。
【０００３】
上記の工程において、時効処理工程では、結晶粒径の変化を生じることなしに析出硬化を図ることができ、得られた板材は２５μｍ以下の平均結晶粒径を有し、強度、成形性において実用上十分な特性をそなえたものとなる。しかしながら、耐食性、とくに耐応力腐食割れ性の面においては、実験室レベルの耐食性評価では十分と判断された場合でも、実使用環境下では耐応力腐食割れ性の点で必ずしも十分でない場合もあり、なお一層の耐食性の改善が求められている。
【０００４】
金属材料の機械的強度および成形性に関しては結晶粒径を微細にすることが好ましいことがよく知られているが、耐食性に関しては、結晶粒径を微細化することはむしろ耐食性を劣化させることも報告されており、発明者らは、ＺｎとＭｇを含有する７０００系のアルミニウム合金における結晶粒微細化と耐応力腐食割れ性との関連について種々の観点から実験、検討を行った結果として、隣り合う結晶粒の方位差（ミスオリエンテーション）（注：隣り合う結晶粒の方位差とは、図１に示すように、結晶粒１と結晶粒２に共通な回転軸に対してどの程度の角度差（方位差θ）があるかを示すもの）が耐応力腐食割れ性に影響を与えることを見出し、この知見に基づいて、強度に優れ且つ改善された耐応力腐食割れ性をそなえた構造用アルミニウム合金板およびその製造方法を提案した（特願２０００−１５０９０２号）。
【０００５】
このアルミニウム合金板は、Ｚｎ：４．８〜７％、Ｍｇ：１〜３％、Ｃｕ：１〜２．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金板であって、該アルミニウム合金板の板面からみた平均結晶粒径が１０μｍ以下、板面において結晶方位差が３〜１０°の結晶粒界を２５％以上含む組織を有することを特徴とするものであり、その製造方法は、前記の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理後熱間加工し、その後、４００〜１５０℃の温度域において、加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延して所定の板厚としたのち、４５０〜４９０℃の温度で５分以上の溶体化処理を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とするものである。
【０００６】
発明者らは、さらに、前記の組織性状を有するアルミニウム合金板を確実に得るために、前記の製造工程に従って多くの製造試験を繰り返し行ったところ、この製造条件に従っても、溶体化処理後の組織が、とくに板表層部において粗大化することがあることが経験され、この原因を究明するために、製造工程中に生じ得る種々の条件変動と溶体化処理後の組織との関連について多角的な検討を加えた。その結果として、４５０〜１５０℃の温度域での圧延は、材料温度が４５０〜１５０℃になっていることが必要であり、この場合の圧延機の圧延ロールの温度も組織性状に影響することが見出された。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、高強度、高耐食性構造用アルミニウム合金板を安定的且つ確実に得るための構造用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するための本発明による高強度、高耐食性構造用アルミニウム合金板の製造方法は、Ｚｎ：４．８〜７％、Ｍｇ：１〜３％、Ｃｕ：１〜２．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理後熱間加工し、その後、熱間圧延の圧延ロールを４０℃以上の温度に加熱した状態で、材料温度４００〜１５０℃において、加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延して所定の板厚としたのち、４５０〜５００℃の温度で５分以上の溶体化処理を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明は、７０００系アルミニウム合金の合金組成と結晶方位差の最適の組合わせにより、高強度、高耐食性をそなえた構造用アルミニウム合金板を安定的に製造することを特徴とするものであるが、まず、本発明における含有成分の意義および限定理由について説明すると、Ｚｎは、時効処理時にＺｎ−Ｍｇ系の微細析出を生じ、析出硬化によって材料強度を向上させるよう機能する。Ｚｎの好ましい含有量は４．８〜７％の範囲であり、４．８％未満では従来合金のＪＩＳＡ７０７５合金やＡ７４７５合金並の強度が得られない。７％を越えて含有すると、熱間加工性が劣化して割れなどの問題が生じる。Ｚｎはまた、溶体化処理時に結晶粒成長を抑制する効果をも有する。Ｚｎのさらに好ましい含有範囲は５．０〜６．５％である。
【００１０】
Ｍｇは、Ｚｎと同様、強度の向上に寄与し、繰り返し圧延時および溶体化処理時における結晶粒の成長を抑制する元素であり、Ｍｇの好ましい含有量は１〜３％の範囲である。１％未満では従来合金並の強度を得ることが難しく、３％を越えて含有すると熱間加工性が低下して割れなどの問題が生じる。
【００１１】
Ｃｕは、時効処理時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の微細析出が生じ、析出硬化によって材料強度を向上させ、Ｚｎ、Ｍｇとともに繰り返し圧延時および溶体化処理時における結晶粒の成長を抑制するよう機能する。Ｃｕの好ましい含有量は１〜２．５％の範囲であり、１％未満では従来合金並の強度が得難く、２．５％を越えると、熱間加工性が低下して割れなどの問題が生じる。
【００１２】
Ｚｒは、溶体化処理時に結晶粒の成長を抑制する元素であり、結果的に小傾角粒界を多く留める効果を有する。Ｚｒの好ましい含有量は０．０５〜０．２５％の範囲であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．２５％を越えると、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物を形成して最終板の成形性が低下する。０．２５％を越えて含有しても、溶体化処理時の結晶粒成長を抑制する効果が飽和し、それ以上の抑制効果が得られない。Ｚｒのさらに好ましい含有範囲は０．０８〜０．２０％である。
【００１３】
本発明においては、通常、７０００系アルミニウム合金に含有される程度の量のＭｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｆｅ、Ｓｉを含有しても本発明の効果に影響することはないが、Ｆｅ、Ｓｉは成形性の観点から各々０．５％以下に制限するのが好ましく、また、Ｃｒも０．０５％以下に制限するのが好ましい。
【００１４】
本発明は、板面において平均結晶粒径が１０μｍ以下、板面において結晶方位差が３〜１０°の小傾角結晶粒界が全結晶粒界の２５％以上となる組織性状を有するアルミニウム合金板を安定的に得る方法であるが、方位差（ミスオリエンテーション）は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とＣＣＤカメラの組み合わせからなる自動測定装置を使用して測定する。この装置は、試料表面に現れた結晶面に電子線を入射させて菊地パターンをＣＣＤカメラに取り込み、コンピュータで結晶面を特定するもので、隣り合う結晶粒の方位差は、各々の結晶面がわかれば共通の回転軸が特定でき、その回転軸に対する角度差（方位差＝ミスオリエンテーション）が判明するというものである。
【００１５】
以下、本発明による構造用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。前記の組成を有するアルミニウム合金を、例えば、通常のＤＣ鋳造によって造塊し、得られた鋳塊を常法に従って均質化処理後熱間加工する。熱間加工後の中間熱処理は常法に従って行ってもよいが、省略することもできる。
【００１６】
本発明の特徴は、その後、熱間圧延における圧延機の圧延ロール（ワークロール）を４０℃以上の温度に加熱した状態で、材料温度４００〜１５０℃、さらに好ましくは材料温度３５０〜１８０℃において、加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延を行うことにある。この圧延条件により、その後の溶体化処理時に結晶粒成長を抑制し得る下部組織を形成することができる。
【００１７】
圧延ロールの温度が４０℃未満の場合には、圧延時に材料への剪断加工が強く施され、これが再加熱時に再結晶を起こさせる駆動力となり、その結果、熱的に安定な下部組織の形成が阻害されることとなる。圧延ロール温度の上限は、潤滑油への影響、材料が過昇温されることの弊害を考慮して４００℃以下とするのが望ましい。
【００１８】
加工度が７０％未満では、Ｚｒの微細析出が不十分となり、溶体化処理時の結晶粒成長を抑制することが困難となる。４００℃を越える材料温度で繰り返し圧延を開始すると、Ｚｒの微細析出が阻害され、また圧延で導入された加工組織が回復し易くなるため、熱的に安定な下部組織が形成され難くなり、溶体化処理時の結晶粒成長を抑制する効果が不十分となる。材料温度が１５０℃より低くなると、Ｚｒの析出が遅れ、溶体化処理時の結晶粒成長抑制効果が薄れる。
【００１９】
繰り返し圧延により所定の板厚としたのち、４５０〜５００℃の温度、さらに好ましくは４６０〜４９０℃の温度で５分以上の溶体化処理を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。溶体化処理は、その後の時効処理で析出硬化を得るために必要な処理工程であるが、溶体化処理温度が４５０℃未満では合金元素の固溶が不十分となり、時効処理後に所定の強度が得られない。５００℃を越えると、結晶粒成長が抑制できず１０°以下の小傾角粒界の割合が少なくなる。
【００２０】
溶体化処理後の冷却速度が１０℃／秒未満では、冷却途中において第２相の析出が生じ、溶体化の効果が薄れて時効処理後の所定の強度が得られなくなる。溶体化処理、冷却後は、常法に従って時効処理を行う。
【００２１】
従来の研究において、強加工されたアルミニウム合金に１００〜３００℃の中温度域で熱処理を行うことにより小傾角粒界をもつ組織（サブグレイン組織）が得られることは知られているが、本発明の７０００系アルミニウム合金においては、４５０℃以上の温度での溶体化処理が必須であり、溶体化処理後も小傾角粒界を多く含む組織を維持しなければならない。そのための製造方法について多くの試験、検討を行った結果、圧延ロールを４０℃以上の温度に加熱した状態で、材料温度４００〜１５０℃において加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延を行う手法が有効であることを知見し、本発明に至ったものである。
【００２２】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様を説明するためのものであって、これにより本発明が制限されるものではない。
【００２３】
実施例１
ＤＣ鋳造法により表１に示す組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られたビレット（直径９０ｍｍ）を１００ｍｍ長さに切断し、これについて、４７０℃で１０時間の均質化処理を行ったのち、４００℃の温度で鍛造を行い、３０ｍｍ厚さの試料を作製した。
【００２４】
上記の試料を面削して２０ｍｍ厚さとし、表２に示す圧延条件で板材とし、冷間圧延で厚さ１ｍｍに仕上げ、ついで、板材にソルトバス中において表２に示す条件で溶体化処理、冷却したのち、１２０℃で２４時間の時効処理を行い、試験材を得た。なお、圧延繰り返し回数は８〜１２回で、材料温度が低下してくると再加熱を繰り返す方法で圧延した。
【００２５】
得られた試験材について、以下の方法に従って結晶粒組織の調査、引張試験、耐応力腐食割れ試験を行った。
結晶粒組織の調査：板面の結晶粒組織を（株）日立製作所製ＳＥＭ、Oxford社製ＥＢＳＤ（Electron backscatter diffraction) 装置を用いて調査し、結晶方位差（ミスオリエンテーション）分布を示すヒストグラムから傾角３〜１０°を示す結晶粒界の比率を求めた。
【００２６】
引張試験：試験材の圧延方向に対して９０°方向に試験片を採取し、試験片の標点間距離を１０ｍｍとして、インストロン型引張試験機を用いて引張試験を行い、引張強さ（σB ) 、０．２％耐力（σ0.2)、伸び（δ）を測定した。
【００２７】
耐応力腐食割れ試験：試験材の圧延方向に対して９０°方向に試験片を採取し、試験片に０．２％耐力の８２％の負荷を与え、温度３０℃の３．５％ＮａＣｌ溶液に１０分間浸漬後、２５℃で５０分乾燥させるサイクルを繰り返す乾湿交互試験を行い、試験時間２００時間内の破断数を調査した。なお、試験片として、各合金について５本づつの試験片を準備して耐応力腐食割れ試験を行った。
【００２８】
これらの調査、試験結果を表３に示す。表３にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜５はいずれも、５００ＭＰａを越える優れた耐力をそなえているとともに、耐応力腐食割れ試験において破断が生じることなく、優れた耐応力腐食割れ性を示した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
比較例１
実施例１で造塊したＡ合金のビレット（直径９０ｍｍ）を１００ｍｍ長さに切断し、これについて、４７０℃で１０時間の均質化処理を行ったのち、４００℃の温度で鍛造を行い、３０ｍｍ厚さの試料を作製した。
【００３３】
上記の試料を面削して２０ｍｍ厚さとし、表４に示す圧延条件で板材とし、冷間圧延で厚さ１ｍｍに仕上げ、ついで、板材にソルトバス中において表４に示す条件で溶体化処理、冷却したのち、１２０℃で２４時間の時効処理を行い、試験材を得た。なお、圧延繰り返し回数は８〜１２回で、材料温度が低下してくると再加熱を繰り返す方法で圧延した。
【００３４】
別に、表５に示す組成を有する７４７５合金（合金Ｓ）を造塊し、得られたビレット（直径９０ｍｍ）を１００ｍｍ長さに切断して、４７０℃で１０時間の均質化処理を行ったのち、４００℃の温度で鍛造を行って３０ｍｍ厚さの試料を作製し、この試料を面削して２０ｍｍ厚さとし、これについて、４５０℃の温度で熱間圧延を行って厚さ５ｍｍの板材とし、冷間圧延で厚さ１ｍｍに仕上げ、ついで、板材にソルトバス中において４８０℃で５分の溶体化処理を施し、冷却速度１００℃／秒で水冷したのち、１２０℃で２４時間の時効処理を行い、試験材を得た。
【００３５】
得られた試験材について、実施例１と同一の方法に従って結晶粒組織の調査、引張試験、耐応力腐食割れ試験を行った。結果を表６に示す。
【００３６】
【表４】
【００３７】
【表５】
【００３８】
【表６】
【００３９】
表６に示すように、試験材Ｎｏ．６〜７は、ロール温度が低いため、溶体化処理後に一部粗大な結晶粒が形成され、平均結晶粒径の増大、小傾角比率の低下が生じ、強度および耐応力腐食割れ性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．８は、繰り返し圧延時の材料温度が低いためＺｒの効果が十分でなく、溶体化処理時の結晶粒成長が抑制できず、耐応力腐食割れ性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．９は、圧延加工度が低いためＺｒの析出が十分でなく、溶体化処理時の結晶粒成長が抑制できず、小傾角比率が低くなり、耐応力腐食割れ性が劣るものとなった。
【００４０】
試験材Ｎｏ．１０は、溶体化処理時の冷却速度が遅いため強度が低く、耐応力腐食割れ試験においても破断が生じた。試験材Ｎｏ．１１は、圧延開始温度が高いため、圧延で導入された加工組織の回復が容易となり、熱的に安定な下部組織の形成が阻害されて、溶体化処理後に微細組織が得られず、小傾角比率が低下し、耐応力腐食割れ性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．１２は、従来工程による７４７５合金（Ｓ合金）板であり、強度が低く、耐応力腐食割れ試験において破断が生じた。
【００４１】
実施例２、比較例２
ＤＣ鋳造法により表７に示す組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られたビレット（直径９０ｍｍ）を１００ｍｍ長さに切断し、これについて、４７０℃で１０時間の均質化処理を行ったのち、４００℃の温度で鍛造を行い、３０ｍｍ厚さの試料を作製した。この試料を実施例１の試験材Ｎｏ．１と同一の工程で繰り返し圧延、溶体化処理、冷却したのち、時効処理を行い、試験材を得た。なお、圧延繰り返し数は１２回とした。得られた試験材について、実施例１と同じ方法に従って結晶粒組織の調査、引張試験、耐応力腐食割れ試験を行った。結果を表８に示す。
【００４２】
【表７】
【００４３】
【表８】
【００４４】
表８に示すように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１３〜１６はいずれも、５００ＭＰａを超える耐力を示し、耐応力腐食割れ試験において破断を生じることはなかった。これに対して、試験材Ｎｏ．１７は、Ｚｎの含有量が少ないため微細結晶組織が得られず、強度が低く、小傾角結晶粒界の比率が低いため耐応力腐食割れ性が劣っている。試験材Ｎｏ．１８はＭｇ量、Ｃｕ量が少ないため強度が劣り、結晶粒成長を抑制する効果が小さく、小傾角結晶粒界の比率が低くなって耐応力割試験において破断が生じた。試験材Ｎｏ．１９はＺｒの含有量が少ないため、溶体化処理時に結晶粒成長の抑制効果が小さく、小傾角結晶粒界の比率が低くなって耐応力腐食割れ性が劣る。試験材Ｎｏ．２０は、Ｚｎ含有量が上限を越えているため、鍛造の際に割れが生じ、試験材を得ることができなかった。
【００４５】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度と高耐食性とくに耐応力腐食割れ性に優れた構造用アルミニウム合金板、とくに、板面において平均結晶粒径が１０μｍ以下、板面において結晶方位差が３〜１０°の小傾角結晶粒界が全結晶粒界の２５％以上となる組織性状を有するアルミニウム合金板を安定して得ることができるアルミニウム合金板の製造方法が提供される。当該アルミニウム合金板を使用することにより、材料の薄肉化が可能となり、構造物の軽量化、コストダウンを達成することができる。また、優れた耐応力腐食割れ性により構造物に対する信頼性向上の効果も達成できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】結晶粒の方位差を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度、高耐食性構造用アルミニウム合金板、とくに航空機用、車両用として好適に使用される高強度、高耐食性アルミニウム合金板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、構造用アルミニウム合金板、とくに航空機用アルミニウム合金板の一例として航空機用ストリンガー材の製造手法が提案されている（特許第１３３７６４６号〜１３３７６４９号公報、特許第１３３９９２７号公報、特許第１４０５１３６号公報など）。代表的な製造手法としては、例えば、ＪＩＳＡ７０７５合金の鋳塊を４５０℃付近の温度で１０〜２０時間均質化処理したのち、４００〜４５０℃の温度で熱間圧延を開始して厚さ６ｍｍ程度の板材とし、ついで約４１０℃で１時間程度の中間熱処理を行ったのち、１００℃以下の温度域で冷間圧延を行って３〜４ｍｍ厚さの冷延板とし、この冷延板について、３２０〜５００℃の温度への急速加熱による溶体化処理を行い、１２０℃付近の温度で数時間〜２４時間程度の時効処理を施すことにより所定の強度を得るものである。
【０００３】
上記の工程において、時効処理工程では、結晶粒径の変化を生じることなしに析出硬化を図ることができ、得られた板材は２５μｍ以下の平均結晶粒径を有し、強度、成形性において実用上十分な特性をそなえたものとなる。しかしながら、耐食性、とくに耐応力腐食割れ性の面においては、実験室レベルの耐食性評価では十分と判断された場合でも、実使用環境下では耐応力腐食割れ性の点で必ずしも十分でない場合もあり、なお一層の耐食性の改善が求められている。
【０００４】
金属材料の機械的強度および成形性に関しては結晶粒径を微細にすることが好ましいことがよく知られているが、耐食性に関しては、結晶粒径を微細化することはむしろ耐食性を劣化させることも報告されており、発明者らは、ＺｎとＭｇを含有する７０００系のアルミニウム合金における結晶粒微細化と耐応力腐食割れ性との関連について種々の観点から実験、検討を行った結果として、隣り合う結晶粒の方位差（ミスオリエンテーション）（注：隣り合う結晶粒の方位差とは、図１に示すように、結晶粒１と結晶粒２に共通な回転軸に対してどの程度の角度差（方位差θ）があるかを示すもの）が耐応力腐食割れ性に影響を与えることを見出し、この知見に基づいて、強度に優れ且つ改善された耐応力腐食割れ性をそなえた構造用アルミニウム合金板およびその製造方法を提案した（特願２０００−１５０９０２号）。
【０００５】
このアルミニウム合金板は、Ｚｎ：４．８〜７％、Ｍｇ：１〜３％、Ｃｕ：１〜２．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金板であって、該アルミニウム合金板の板面からみた平均結晶粒径が１０μｍ以下、板面において結晶方位差が３〜１０°の結晶粒界を２５％以上含む組織を有することを特徴とするものであり、その製造方法は、前記の組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理後熱間加工し、その後、４００〜１５０℃の温度域において、加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延して所定の板厚としたのち、４５０〜４９０℃の温度で５分以上の溶体化処理を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とするものである。
【０００６】
発明者らは、さらに、前記の組織性状を有するアルミニウム合金板を確実に得るために、前記の製造工程に従って多くの製造試験を繰り返し行ったところ、この製造条件に従っても、溶体化処理後の組織が、とくに板表層部において粗大化することがあることが経験され、この原因を究明するために、製造工程中に生じ得る種々の条件変動と溶体化処理後の組織との関連について多角的な検討を加えた。その結果として、４５０〜１５０℃の温度域での圧延は、材料温度が４５０〜１５０℃になっていることが必要であり、この場合の圧延機の圧延ロールの温度も組織性状に影響することが見出された。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、高強度、高耐食性構造用アルミニウム合金板を安定的且つ確実に得るための構造用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するための本発明による高強度、高耐食性構造用アルミニウム合金板の製造方法は、Ｚｎ：４．８〜７％、Ｍｇ：１〜３％、Ｃｕ：１〜２．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理後熱間加工し、その後、熱間圧延の圧延ロールを４０℃以上の温度に加熱した状態で、材料温度４００〜１５０℃において、加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延して所定の板厚としたのち、４５０〜５００℃の温度で５分以上の溶体化処理を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明は、７０００系アルミニウム合金の合金組成と結晶方位差の最適の組合わせにより、高強度、高耐食性をそなえた構造用アルミニウム合金板を安定的に製造することを特徴とするものであるが、まず、本発明における含有成分の意義および限定理由について説明すると、Ｚｎは、時効処理時にＺｎ−Ｍｇ系の微細析出を生じ、析出硬化によって材料強度を向上させるよう機能する。Ｚｎの好ましい含有量は４．８〜７％の範囲であり、４．８％未満では従来合金のＪＩＳＡ７０７５合金やＡ７４７５合金並の強度が得られない。７％を越えて含有すると、熱間加工性が劣化して割れなどの問題が生じる。Ｚｎはまた、溶体化処理時に結晶粒成長を抑制する効果をも有する。Ｚｎのさらに好ましい含有範囲は５．０〜６．５％である。
【００１０】
Ｍｇは、Ｚｎと同様、強度の向上に寄与し、繰り返し圧延時および溶体化処理時における結晶粒の成長を抑制する元素であり、Ｍｇの好ましい含有量は１〜３％の範囲である。１％未満では従来合金並の強度を得ることが難しく、３％を越えて含有すると熱間加工性が低下して割れなどの問題が生じる。
【００１１】
Ｃｕは、時効処理時にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物の微細析出が生じ、析出硬化によって材料強度を向上させ、Ｚｎ、Ｍｇとともに繰り返し圧延時および溶体化処理時における結晶粒の成長を抑制するよう機能する。Ｃｕの好ましい含有量は１〜２．５％の範囲であり、１％未満では従来合金並の強度が得難く、２．５％を越えると、熱間加工性が低下して割れなどの問題が生じる。
【００１２】
Ｚｒは、溶体化処理時に結晶粒の成長を抑制する元素であり、結果的に小傾角粒界を多く留める効果を有する。Ｚｒの好ましい含有量は０．０５〜０．２５％の範囲であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．２５％を越えると、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｚｒ系化合物を形成して最終板の成形性が低下する。０．２５％を越えて含有しても、溶体化処理時の結晶粒成長を抑制する効果が飽和し、それ以上の抑制効果が得られない。Ｚｒのさらに好ましい含有範囲は０．０８〜０．２０％である。
【００１３】
本発明においては、通常、７０００系アルミニウム合金に含有される程度の量のＭｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｆｅ、Ｓｉを含有しても本発明の効果に影響することはないが、Ｆｅ、Ｓｉは成形性の観点から各々０．５％以下に制限するのが好ましく、また、Ｃｒも０．０５％以下に制限するのが好ましい。
【００１４】
本発明は、板面において平均結晶粒径が１０μｍ以下、板面において結晶方位差が３〜１０°の小傾角結晶粒界が全結晶粒界の２５％以上となる組織性状を有するアルミニウム合金板を安定的に得る方法であるが、方位差（ミスオリエンテーション）は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とＣＣＤカメラの組み合わせからなる自動測定装置を使用して測定する。この装置は、試料表面に現れた結晶面に電子線を入射させて菊地パターンをＣＣＤカメラに取り込み、コンピュータで結晶面を特定するもので、隣り合う結晶粒の方位差は、各々の結晶面がわかれば共通の回転軸が特定でき、その回転軸に対する角度差（方位差＝ミスオリエンテーション）が判明するというものである。
【００１５】
以下、本発明による構造用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。前記の組成を有するアルミニウム合金を、例えば、通常のＤＣ鋳造によって造塊し、得られた鋳塊を常法に従って均質化処理後熱間加工する。熱間加工後の中間熱処理は常法に従って行ってもよいが、省略することもできる。
【００１６】
本発明の特徴は、その後、熱間圧延における圧延機の圧延ロール（ワークロール）を４０℃以上の温度に加熱した状態で、材料温度４００〜１５０℃、さらに好ましくは材料温度３５０〜１８０℃において、加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延を行うことにある。この圧延条件により、その後の溶体化処理時に結晶粒成長を抑制し得る下部組織を形成することができる。
【００１７】
圧延ロールの温度が４０℃未満の場合には、圧延時に材料への剪断加工が強く施され、これが再加熱時に再結晶を起こさせる駆動力となり、その結果、熱的に安定な下部組織の形成が阻害されることとなる。圧延ロール温度の上限は、潤滑油への影響、材料が過昇温されることの弊害を考慮して４００℃以下とするのが望ましい。
【００１８】
加工度が７０％未満では、Ｚｒの微細析出が不十分となり、溶体化処理時の結晶粒成長を抑制することが困難となる。４００℃を越える材料温度で繰り返し圧延を開始すると、Ｚｒの微細析出が阻害され、また圧延で導入された加工組織が回復し易くなるため、熱的に安定な下部組織が形成され難くなり、溶体化処理時の結晶粒成長を抑制する効果が不十分となる。材料温度が１５０℃より低くなると、Ｚｒの析出が遅れ、溶体化処理時の結晶粒成長抑制効果が薄れる。
【００１９】
繰り返し圧延により所定の板厚としたのち、４５０〜５００℃の温度、さらに好ましくは４６０〜４９０℃の温度で５分以上の溶体化処理を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。溶体化処理は、その後の時効処理で析出硬化を得るために必要な処理工程であるが、溶体化処理温度が４５０℃未満では合金元素の固溶が不十分となり、時効処理後に所定の強度が得られない。５００℃を越えると、結晶粒成長が抑制できず１０°以下の小傾角粒界の割合が少なくなる。
【００２０】
溶体化処理後の冷却速度が１０℃／秒未満では、冷却途中において第２相の析出が生じ、溶体化の効果が薄れて時効処理後の所定の強度が得られなくなる。溶体化処理、冷却後は、常法に従って時効処理を行う。
【００２１】
従来の研究において、強加工されたアルミニウム合金に１００〜３００℃の中温度域で熱処理を行うことにより小傾角粒界をもつ組織（サブグレイン組織）が得られることは知られているが、本発明の７０００系アルミニウム合金においては、４５０℃以上の温度での溶体化処理が必須であり、溶体化処理後も小傾角粒界を多く含む組織を維持しなければならない。そのための製造方法について多くの試験、検討を行った結果、圧延ロールを４０℃以上の温度に加熱した状態で、材料温度４００〜１５０℃において加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延を行う手法が有効であることを知見し、本発明に至ったものである。
【００２２】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様を説明するためのものであって、これにより本発明が制限されるものではない。
【００２３】
実施例１
ＤＣ鋳造法により表１に示す組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られたビレット（直径９０ｍｍ）を１００ｍｍ長さに切断し、これについて、４７０℃で１０時間の均質化処理を行ったのち、４００℃の温度で鍛造を行い、３０ｍｍ厚さの試料を作製した。
【００２４】
上記の試料を面削して２０ｍｍ厚さとし、表２に示す圧延条件で板材とし、冷間圧延で厚さ１ｍｍに仕上げ、ついで、板材にソルトバス中において表２に示す条件で溶体化処理、冷却したのち、１２０℃で２４時間の時効処理を行い、試験材を得た。なお、圧延繰り返し回数は８〜１２回で、材料温度が低下してくると再加熱を繰り返す方法で圧延した。
【００２５】
得られた試験材について、以下の方法に従って結晶粒組織の調査、引張試験、耐応力腐食割れ試験を行った。
結晶粒組織の調査：板面の結晶粒組織を（株）日立製作所製ＳＥＭ、Oxford社製ＥＢＳＤ（Electron backscatter diffraction) 装置を用いて調査し、結晶方位差（ミスオリエンテーション）分布を示すヒストグラムから傾角３〜１０°を示す結晶粒界の比率を求めた。
【００２６】
引張試験：試験材の圧延方向に対して９０°方向に試験片を採取し、試験片の標点間距離を１０ｍｍとして、インストロン型引張試験機を用いて引張試験を行い、引張強さ（σB ) 、０．２％耐力（σ0.2)、伸び（δ）を測定した。
【００２７】
耐応力腐食割れ試験：試験材の圧延方向に対して９０°方向に試験片を採取し、試験片に０．２％耐力の８２％の負荷を与え、温度３０℃の３．５％ＮａＣｌ溶液に１０分間浸漬後、２５℃で５０分乾燥させるサイクルを繰り返す乾湿交互試験を行い、試験時間２００時間内の破断数を調査した。なお、試験片として、各合金について５本づつの試験片を準備して耐応力腐食割れ試験を行った。
【００２８】
これらの調査、試験結果を表３に示す。表３にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜５はいずれも、５００ＭＰａを越える優れた耐力をそなえているとともに、耐応力腐食割れ試験において破断が生じることなく、優れた耐応力腐食割れ性を示した。
【００２９】
【表１】
【表２】
【表３】
比較例１
実施例１で造塊したＡ合金のビレット（直径９０ｍｍ）を１００ｍｍ長さに切断し、これについて、４７０℃で１０時間の均質化処理を行ったのち、４００℃の温度で鍛造を行い、３０ｍｍ厚さの試料を作製した。
【００３３】
上記の試料を面削して２０ｍｍ厚さとし、表４に示す圧延条件で板材とし、冷間圧延で厚さ１ｍｍに仕上げ、ついで、板材にソルトバス中において表４に示す条件で溶体化処理、冷却したのち、１２０℃で２４時間の時効処理を行い、試験材を得た。なお、圧延繰り返し回数は８〜１２回で、材料温度が低下してくると再加熱を繰り返す方法で圧延した。
【００３４】
別に、表５に示す組成を有する７４７５合金（合金Ｓ）を造塊し、得られたビレット（直径９０ｍｍ）を１００ｍｍ長さに切断して、４７０℃で１０時間の均質化処理を行ったのち、４００℃の温度で鍛造を行って３０ｍｍ厚さの試料を作製し、この試料を面削して２０ｍｍ厚さとし、これについて、４５０℃の温度で熱間圧延を行って厚さ５ｍｍの板材とし、冷間圧延で厚さ１ｍｍに仕上げ、ついで、板材にソルトバス中において４８０℃で５分の溶体化処理を施し、冷却速度１００℃／秒で水冷したのち、１２０℃で２４時間の時効処理を行い、試験材を得た。
【００３５】
得られた試験材について、実施例１と同一の方法に従って結晶粒組織の調査、引張試験、耐応力腐食割れ試験を行った。結果を表６に示す。
【００３６】
【表４】
【表５】
【表６】
表６に示すように、試験材Ｎｏ．６〜７は、ロール温度が低いため、溶体化処理後に一部粗大な結晶粒が形成され、平均結晶粒径の増大、小傾角比率の低下が生じ、強度および耐応力腐食割れ性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．８は、繰り返し圧延時の材料温度が低いためＺｒの効果が十分でなく、溶体化処理時の結晶粒成長が抑制できず、耐応力腐食割れ性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．９は、圧延加工度が低いためＺｒの析出が十分でなく、溶体化処理時の結晶粒成長が抑制できず、小傾角比率が低くなり、耐応力腐食割れ性が劣るものとなった。
【００４０】
試験材Ｎｏ．１０は、溶体化処理時の冷却速度が遅いため強度が低く、耐応力腐食割れ試験においても破断が生じた。試験材Ｎｏ．１１は、圧延開始温度が高いため、圧延で導入された加工組織の回復が容易となり、熱的に安定な下部組織の形成が阻害されて、溶体化処理後に微細組織が得られず、小傾角比率が低下し、耐応力腐食割れ性が劣るものとなった。試験材Ｎｏ．１２は、従来工程による７４７５合金（Ｓ合金）板であり、強度が低く、耐応力腐食割れ試験において破断が生じた。
【００４１】
実施例２、比較例２
ＤＣ鋳造法により表７に示す組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られたビレット（直径９０ｍｍ）を１００ｍｍ長さに切断し、これについて、４７０℃で１０時間の均質化処理を行ったのち、４００℃の温度で鍛造を行い、３０ｍｍ厚さの試料を作製した。この試料を実施例１の試験材Ｎｏ．１と同一の工程で繰り返し圧延、溶体化処理、冷却したのち、時効処理を行い、試験材を得た。なお、圧延繰り返し数は１２回とした。得られた試験材について、実施例１と同じ方法に従って結晶粒組織の調査、引張試験、耐応力腐食割れ試験を行った。結果を表８に示す。
【００４２】
【表７】
【表８】
表８に示すように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１３〜１６はいずれも、５００ＭＰａを超える耐力を示し、耐応力腐食割れ試験において破断を生じることはなかった。これに対して、試験材Ｎｏ．１７は、Ｚｎの含有量が少ないため微細結晶組織が得られず、強度が低く、小傾角結晶粒界の比率が低いため耐応力腐食割れ性が劣っている。試験材Ｎｏ．１８はＭｇ量、Ｃｕ量が少ないため強度が劣り、結晶粒成長を抑制する効果が小さく、小傾角結晶粒界の比率が低くなって耐応力割試験において破断が生じた。試験材Ｎｏ．１９はＺｒの含有量が少ないため、溶体化処理時に結晶粒成長の抑制効果が小さく、小傾角結晶粒界の比率が低くなって耐応力腐食割れ性が劣る。試験材Ｎｏ．２０は、Ｚｎ含有量が上限を越えているため、鍛造の際に割れが生じ、試験材を得ることができなかった。
【００４５】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度と高耐食性とくに耐応力腐食割れ性に優れた構造用アルミニウム合金板、とくに、板面において平均結晶粒径が１０μｍ以下、板面において結晶方位差が３〜１０°の小傾角結晶粒界が全結晶粒界の２５％以上となる組織性状を有するアルミニウム合金板を安定して得ることができるアルミニウム合金板の製造方法が提供される。当該アルミニウム合金板を使用することにより、材料の薄肉化が可能となり、構造物の軽量化、コストダウンを達成することができる。また、優れた耐応力腐食割れ性により構造物に対する信頼性向上の効果も達成できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】結晶粒の方位差を示す図である。
Claims (1)
- Ｚｎ：４．８〜７％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：１〜３％、Ｃｕ：１〜２．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理後熱間加工し、その後、熱間圧延の圧延ロールを４０℃以上の温度に加熱した状態で、材料温度４００〜１５０℃において、加工度が７０％以上になるよう繰り返し圧延して所定の板厚としたのち、４５０〜５００℃の温度で５分以上の溶体化処理を行い、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度、高耐食性構造用アルミニウム合金板の製造方法。
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