JP2000212673A - 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガ―用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガ―用アルミニウム合金板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ストリンガー素材を段付冷間圧延、予加熱処
理および溶体化処理した後の結晶粒の平均厚さが、段付
冷間圧延加工度が高い部位でも４０μｍ以下であり、且
つアスペクト比は全長にわたって４以上で、敷居応力が
２５０ＭＰａ以上の優れた耐応力腐食割れ性を有する航
空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造
方法を提供する。 【解決手段】 Ｚｎ:5.1〜8.4 ％、Ｍｇ:1.8〜3.0 ％、
Ｃｕ:1.2〜2.6 ％を含有し、さらにＣｒ:0.35 ％以下、
Ｍｎ:0.35 ％以下、Ｚｒ:0.25 ％以下のうちの１種また
は２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなり、
結晶粒の平均厚さが２５μｍ以下で、アスペクト比（平
均結晶粒長さ／平均結晶粒厚さ）が４以上のアルミニウ
ム合金板であり、このアルミニウム合金板に加工度９０
％以下の範囲で部分的に異なる加工度の冷間圧延を行
い、３５０〜４００℃で予加熱処理後、溶体化処理を行
っても、結晶粒の平均厚さが、加工度が３０％未満では
２５μｍ以下、加工度が３０〜９０％では４０μｍ以下
で、アスペクト比はいずれも４以上を維持する。
理および溶体化処理した後の結晶粒の平均厚さが、段付
冷間圧延加工度が高い部位でも４０μｍ以下であり、且
つアスペクト比は全長にわたって４以上で、敷居応力が
２５０ＭＰａ以上の優れた耐応力腐食割れ性を有する航
空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造
方法を提供する。 【解決手段】 Ｚｎ:5.1〜8.4 ％、Ｍｇ:1.8〜3.0 ％、
Ｃｕ:1.2〜2.6 ％を含有し、さらにＣｒ:0.35 ％以下、
Ｍｎ:0.35 ％以下、Ｚｒ:0.25 ％以下のうちの１種また
は２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなり、
結晶粒の平均厚さが２５μｍ以下で、アスペクト比（平
均結晶粒長さ／平均結晶粒厚さ）が４以上のアルミニウ
ム合金板であり、このアルミニウム合金板に加工度９０
％以下の範囲で部分的に異なる加工度の冷間圧延を行
い、３５０〜４００℃で予加熱処理後、溶体化処理を行
っても、結晶粒の平均厚さが、加工度が３０％未満では
２５μｍ以下、加工度が３０〜９０％では４０μｍ以下
で、アスペクト比はいずれも４以上を維持する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐応力腐食割れ性
に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およ
びその製造方法に関する。
に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およ
びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】航空機のストリンガーは、航空機の胴体
内部の長手方向および円周方向に取り付けられる断面ハ
ット型、Ｚ型、Ｊ型などの形状を有する７０００系アル
ミニウム合金材からなる補強材である。従来、この航空
機ストリンンガー材には、材質、製造方法について多く
の提案がなされており（特許第１４０５１３６号、１３
３７６４６〜１３３７６４９号、１３３９９２７号な
ど）、代表的な製造工程は以下のとおりである。
内部の長手方向および円周方向に取り付けられる断面ハ
ット型、Ｚ型、Ｊ型などの形状を有する７０００系アル
ミニウム合金材からなる補強材である。従来、この航空
機ストリンンガー材には、材質、製造方法について多く
の提案がなされており（特許第１４０５１３６号、１３
３７６４６〜１３３７６４９号、１３３９９２７号な
ど）、代表的な製造工程は以下のとおりである。
【０００３】ＪＩＳ Ａ７０７５合金の鋳塊を、約４５
０℃で約１６時間均質化処理した後、約４００℃の温度
で熱間圧延を行って６ｍｍ程度の厚さの板とし、約４１
０℃で約１時間の中間焼鈍を行った後、炉冷し、さら
に、冷間圧延を行って厚さ３〜４ｍｍとし、１１℃／分
を越える平均昇温速度で３２０〜５００℃の温度に加熱
し１時間程度保持して軟化した後、冷却し、この冷却の
際の冷却速度を３０℃／時以上として、２００〜５００
℃の温度に再加熱し、再加熱温度が２００℃以上３５０
℃未満の場合には、空冷または３０℃／時以下の平均冷
却速度で冷却し、再加熱温度が３５０〜５００℃の場合
には、３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することに
よりストリンガー素材を製造する。
０℃で約１６時間均質化処理した後、約４００℃の温度
で熱間圧延を行って６ｍｍ程度の厚さの板とし、約４１
０℃で約１時間の中間焼鈍を行った後、炉冷し、さら
に、冷間圧延を行って厚さ３〜４ｍｍとし、１１℃／分
を越える平均昇温速度で３２０〜５００℃の温度に加熱
し１時間程度保持して軟化した後、冷却し、この冷却の
際の冷却速度を３０℃／時以上として、２００〜５００
℃の温度に再加熱し、再加熱温度が２００℃以上３５０
℃未満の場合には、空冷または３０℃／時以下の平均冷
却速度で冷却し、再加熱温度が３５０〜５００℃の場合
には、３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することに
よりストリンガー素材を製造する。
【０００４】ついで、このストリンガー素材に、例えば
図１に示すように、長さ方向に圧延加工度を変え、加工
度０の部分Ａ、比較的低加工度の部分Ｂ、中間の加工度
の部分Ｃ、高加工度の部分Ｄなどを有する形態に加工す
る加工度０〜９０％の段付き冷間圧延を施した後、溶体
化処理を行ってストリンガー材とし、さらに、セクショ
ンロール成形によりハット型などの断面に成形し、Ｔ６
に調質することによりストリンガーとしている。
図１に示すように、長さ方向に圧延加工度を変え、加工
度０の部分Ａ、比較的低加工度の部分Ｂ、中間の加工度
の部分Ｃ、高加工度の部分Ｄなどを有する形態に加工す
る加工度０〜９０％の段付き冷間圧延を施した後、溶体
化処理を行ってストリンガー材とし、さらに、セクショ
ンロール成形によりハット型などの断面に成形し、Ｔ６
に調質することによりストリンガーとしている。
【０００５】上記の工程により製造されたストリンガー
は、段付き冷間加工前の素材において２５μｍ以下の平
均結晶粒径を有し、この素材に加工度０〜９０％の段付
き冷間圧延を施した後、溶体化処理を行っても、加工度
が３０％未満では２５μｍ以下、加工度が３０〜９０％
の範囲では４０μｍ以下の平均結晶粒径が維持されるた
め、セクションロール成形時に肌荒れや割れを生じるこ
とがなく、すぐた機械的性質、伸び、破壊靱性値、ケミ
カルミーリング性、疲労強度などが得られる。
は、段付き冷間加工前の素材において２５μｍ以下の平
均結晶粒径を有し、この素材に加工度０〜９０％の段付
き冷間圧延を施した後、溶体化処理を行っても、加工度
が３０％未満では２５μｍ以下、加工度が３０〜９０％
の範囲では４０μｍ以下の平均結晶粒径が維持されるた
め、セクションロール成形時に肌荒れや割れを生じるこ
とがなく、すぐた機械的性質、伸び、破壊靱性値、ケミ
カルミーリング性、疲労強度などが得られる。
【０００６】しかしながら、Ｔ６調質で使用されるＪＩ
Ｓ Ａ７０７５合金など７０００系アルミニウム合金材
は、Ｔ７調質と比較すると耐応力腐食割れ性が劣る傾向
にあり、実験室で十分な耐応力腐食割れ性を有している
と判断された場合でも、想定された以上に厳しい環境下
で使用された場合、問題が生じるおそれがあることか
ら、ストリンガー材の耐応力腐食割れ性をさらに改善す
ることが要求されている。７０００系アルミニウム合金
においては、図２に示すように、結晶粒のアスペクト比
（結晶粒長さ÷結晶粒厚さ）と応力腐食割れ性との関係
が明らかにされており、アスペクト比が大きいほど応力
腐食割れの敷居応力が高くなるため、アスペクト比が大
きい材料が耐応力腐食割れ性を与える上で好ましいこと
が知られている。
Ｓ Ａ７０７５合金など７０００系アルミニウム合金材
は、Ｔ７調質と比較すると耐応力腐食割れ性が劣る傾向
にあり、実験室で十分な耐応力腐食割れ性を有している
と判断された場合でも、想定された以上に厳しい環境下
で使用された場合、問題が生じるおそれがあることか
ら、ストリンガー材の耐応力腐食割れ性をさらに改善す
ることが要求されている。７０００系アルミニウム合金
においては、図２に示すように、結晶粒のアスペクト比
（結晶粒長さ÷結晶粒厚さ）と応力腐食割れ性との関係
が明らかにされており、アスペクト比が大きいほど応力
腐食割れの敷居応力が高くなるため、アスペクト比が大
きい材料が耐応力腐食割れ性を与える上で好ましいこと
が知られている。
【０００７】上記従来の製造工程により製造されたスト
リンガー材のアスペクト比を調査した結果では、段付冷
間圧延加工度０〜９０％の加工後において、アスペクト
比が２．１〜４．２で、応力腐食割れの敷居応力の最低
値は１５０ＭＰａ程度であり、さらに改善の余地があ
る。段付冷間圧延工程と溶体化処理工程との間で予加熱
処理工程を行ってアスペクト比を大きくし、耐効力腐食
割れ性を向上させようとする提案も行われている（特開
平９−２４１８１１号公報）が、０〜９０％の段付冷間
圧延後、３５０〜３７５℃で１〜２時間の予加熱を行
い、溶体化処理したものの結晶粒を調査した結果、平均
結晶粒厚さは、加工度が３０％未満では２５μｍ以下、
加工度が３０〜９０％の範囲では４０μｍ以下と小さか
ったが、アスペクト比は２．４〜１５．６の範囲で、加
工度によってはアスペクト比の改善が認められない。
リンガー材のアスペクト比を調査した結果では、段付冷
間圧延加工度０〜９０％の加工後において、アスペクト
比が２．１〜４．２で、応力腐食割れの敷居応力の最低
値は１５０ＭＰａ程度であり、さらに改善の余地があ
る。段付冷間圧延工程と溶体化処理工程との間で予加熱
処理工程を行ってアスペクト比を大きくし、耐効力腐食
割れ性を向上させようとする提案も行われている（特開
平９−２４１８１１号公報）が、０〜９０％の段付冷間
圧延後、３５０〜３７５℃で１〜２時間の予加熱を行
い、溶体化処理したものの結晶粒を調査した結果、平均
結晶粒厚さは、加工度が３０％未満では２５μｍ以下、
加工度が３０〜９０％の範囲では４０μｍ以下と小さか
ったが、アスペクト比は２．４〜１５．６の範囲で、加
工度によってはアスペクト比の改善が認められない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、航空機スト
リンガー用アルミニウム合金板における上記従来の問題
点を解消して、耐応力腐食割れ性をさらに高めたアルミ
ニウム合金板を得るために、７０００系アルミニウム合
金の合金成分とその組合わせ、ストリンガー素材の製造
工程を見直し、これらとアスペクト比の関連について多
角的な実験、検討を行った結果としてなされたものであ
り、その目的は、段付冷間圧延加工後のアスペクト比を
改善し、優れた耐応力腐食割れ性を有する航空機ストリ
ンガー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。
リンガー用アルミニウム合金板における上記従来の問題
点を解消して、耐応力腐食割れ性をさらに高めたアルミ
ニウム合金板を得るために、７０００系アルミニウム合
金の合金成分とその組合わせ、ストリンガー素材の製造
工程を見直し、これらとアスペクト比の関連について多
角的な実験、検討を行った結果としてなされたものであ
り、その目的は、段付冷間圧延加工後のアスペクト比を
改善し、優れた耐応力腐食割れ性を有する航空機ストリ
ンガー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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの請求項１に記載の本発明による耐応力腐食割れ性に
優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板は、Ｚ
ｎ:5.1〜8.4 ％、Ｍｇ:1.8〜3.0 ％、Ｃｕ:1.2〜2.6 ％
を含有し、さらにＣｒ:0.35 ％以下、Ｍｎ:0.35 ％以
下、Ｚｒ:0.25 ％以下のうちの１種または２種以上を含
有し、残部Ａｌおよび不純物からなり、結晶粒の平均厚
さが２５μｍ以下で、アスペクト比が４以上のアルミニ
ウム合金板であり、該アルミニウム合金板に加工度９０
％以下の範囲で部分的に異なる加工度の冷間圧延を行
い、その後、３５０〜４００℃の温度での予加熱処理後
溶体化処理を行っても、前記加工度が３０％未満では結
晶粒の平均厚さ２５μｍ以下、アスペクト比４以上を維
持し、前記加工度が３０〜９０％の範囲では結晶粒の平
均厚さ４０μｍ以下、アスペクト比４以上を維持するこ
とを特徴とする。
めの請求項１に記載の本発明による耐応力腐食割れ性に
優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板は、Ｚ
ｎ:5.1〜8.4 ％、Ｍｇ:1.8〜3.0 ％、Ｃｕ:1.2〜2.6 ％
を含有し、さらにＣｒ:0.35 ％以下、Ｍｎ:0.35 ％以
下、Ｚｒ:0.25 ％以下のうちの１種または２種以上を含
有し、残部Ａｌおよび不純物からなり、結晶粒の平均厚
さが２５μｍ以下で、アスペクト比が４以上のアルミニ
ウム合金板であり、該アルミニウム合金板に加工度９０
％以下の範囲で部分的に異なる加工度の冷間圧延を行
い、その後、３５０〜４００℃の温度での予加熱処理後
溶体化処理を行っても、前記加工度が３０％未満では結
晶粒の平均厚さ２５μｍ以下、アスペクト比４以上を維
持し、前記加工度が３０〜９０％の範囲では結晶粒の平
均厚さ４０μｍ以下、アスペクト比４以上を維持するこ
とを特徴とする。
【００１０】請求項２に記載の航空機ストリンガー用ア
ルミニウム合金板は、請求項１記載のアルミニウム合金
が、さらにＴｉ:0.2％以下、Ｂ:0.001％以下を含有して
いることを特徴とする。
ルミニウム合金板は、請求項１記載のアルミニウム合金
が、さらにＴｉ:0.2％以下、Ｂ:0.001％以下を含有して
いることを特徴とする。
【００１１】請求項３に記載の耐応力腐食割れ性に優れ
た航空機ストリンガー用アルミニウム合金板の製造方法
は、請求項１または２に記載のアルミニウム合金を常法
に従って均質化処理、熱間圧延および冷間圧延した後、
２００〜３５０℃の温度で軟化処理を行い、５〜４０％
の加工度で冷間圧延して所定の厚さとし、ついで、３２
０〜５００℃の温度域に１１℃／分を越える平均昇温速
度で加熱し、３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却する
ことにより軟化することを特徴とする。
た航空機ストリンガー用アルミニウム合金板の製造方法
は、請求項１または２に記載のアルミニウム合金を常法
に従って均質化処理、熱間圧延および冷間圧延した後、
２００〜３５０℃の温度で軟化処理を行い、５〜４０％
の加工度で冷間圧延して所定の厚さとし、ついで、３２
０〜５００℃の温度域に１１℃／分を越える平均昇温速
度で加熱し、３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却する
ことにより軟化することを特徴とする。
【００１２】請求項４に記載の航空機ストリンガー用ア
ルミニウム合金板の製造方法は、請求項１または２に記
載のアルミニウム合金を常法に従って均質化処理、熱間
圧延および冷間圧延した後、２００〜３５０℃の温度で
軟化処理を行い、５〜４０％の加工度で冷間圧延して所
定の厚さとし、ついで、３２０〜５００℃の温度域に１
１℃／分を越える平均昇温速度で加熱することにより軟
化させ、３０℃／時を越える平均冷却速度で冷却した
後、さらに２００℃以上３５０℃未満の温度に再加熱
し、空冷あるいは３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却
することを特徴とする。
ルミニウム合金板の製造方法は、請求項１または２に記
載のアルミニウム合金を常法に従って均質化処理、熱間
圧延および冷間圧延した後、２００〜３５０℃の温度で
軟化処理を行い、５〜４０％の加工度で冷間圧延して所
定の厚さとし、ついで、３２０〜５００℃の温度域に１
１℃／分を越える平均昇温速度で加熱することにより軟
化させ、３０℃／時を越える平均冷却速度で冷却した
後、さらに２００℃以上３５０℃未満の温度に再加熱
し、空冷あるいは３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却
することを特徴とする。
【００１３】また、請求項５に記載の航空機ストリンガ
ー用アルミニウム合金板の製造方法は、請求項１または
２に記載のアルミニウム合金を常法に従って均質化処
理、熱間圧延および冷間圧延した後、２００〜３５０℃
の温度で軟化処理を行い、５〜４０％の加工度で冷間圧
延して所定の厚さとし、ついで、３２０〜５００℃の温
度域に１１℃／分を越える平均昇温速度で加熱すること
により軟化させ、３０℃／時を越える平均冷却速度で冷
却した後、さらに３５０〜５００℃の温度に再加熱し、
３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することを特徴と
する。
ー用アルミニウム合金板の製造方法は、請求項１または
２に記載のアルミニウム合金を常法に従って均質化処
理、熱間圧延および冷間圧延した後、２００〜３５０℃
の温度で軟化処理を行い、５〜４０％の加工度で冷間圧
延して所定の厚さとし、ついで、３２０〜５００℃の温
度域に１１℃／分を越える平均昇温速度で加熱すること
により軟化させ、３０℃／時を越える平均冷却速度で冷
却した後、さらに３５０〜５００℃の温度に再加熱し、
３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することを特徴と
する。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明による航空機ストリンガー
用アルミニウム合金板における合金成分の意義およびそ
の限定理由について説明する。Ｚｎは強度向上に寄与す
る元素であり、好ましい含有量は5.1 〜8.4 ％の範囲で
ある。5.1 ％未満ではＴ６処理後の強度が十分でなく、
8.4 ％を越えて含有すると、靱性が低下し、応力腐食割
れを起こし易くなる。
用アルミニウム合金板における合金成分の意義およびそ
の限定理由について説明する。Ｚｎは強度向上に寄与す
る元素であり、好ましい含有量は5.1 〜8.4 ％の範囲で
ある。5.1 ％未満ではＴ６処理後の強度が十分でなく、
8.4 ％を越えて含有すると、靱性が低下し、応力腐食割
れを起こし易くなる。
【００１５】ＭｇはＺｎと同様、強度向上のために機能
する元素であり、好ましい含有量は1.8 〜3.0 ％の範囲
である。1.8 ％未満ではＴ６処理後の強度が低く、3.0
％を越えると軟化材の冷間加工性が悪くなり、Ｔ６処理
後の素材の靱性が低下する。
する元素であり、好ましい含有量は1.8 〜3.0 ％の範囲
である。1.8 ％未満ではＴ６処理後の強度が低く、3.0
％を越えると軟化材の冷間加工性が悪くなり、Ｔ６処理
後の素材の靱性が低下する。
【００１６】Ｃｕは、Ｚｎ、Ｍｇと同じく合金の強度を
高める元素であり、好ましい含有量は1.2 〜2.6 ％の範
囲である。1.2 ％未満ではＴ６処理後の強度が低く、2.
6 ％を越えるとＴ６処理後の靱性が低下する。
高める元素であり、好ましい含有量は1.2 〜2.6 ％の範
囲である。1.2 ％未満ではＴ６処理後の強度が低く、2.
6 ％を越えるとＴ６処理後の靱性が低下する。
【００１７】ＴｉおよびＢは、鋳造組織の微細化および
鋳造時の鋳塊割れの防止に有効に作用するもので、好ま
しい含有範囲は、それぞれ0.2 ％以下および0.001 ％以
下である。Ｔｉ、Ｂが上限を越えて含有すると、巨大な
金属間化合物が晶出して加工性を害する。
鋳造時の鋳塊割れの防止に有効に作用するもので、好ま
しい含有範囲は、それぞれ0.2 ％以下および0.001 ％以
下である。Ｔｉ、Ｂが上限を越えて含有すると、巨大な
金属間化合物が晶出して加工性を害する。
【００１８】Ｃｒ、ＭｎおよびＺｒは、いずれも結晶粒
微細化のために有効に機能する元素であり、好ましい含
有量は、Ｃｒ:0.35 ％以下、Ｍｎ:0.35 ％以下、Ｚｒ:
0.25％以下、さらに好ましい含有量は、Ｃｒ:0.18 〜0.
25％、Ｍｎ:0.10 〜0.30％、Ｚｒ:0.05 〜0.25％の範囲
であり、それぞれ上限を越えると巨大な金属間化合物が
晶出して鋳造性や加工性を害する。
微細化のために有効に機能する元素であり、好ましい含
有量は、Ｃｒ:0.35 ％以下、Ｍｎ:0.35 ％以下、Ｚｒ:
0.25％以下、さらに好ましい含有量は、Ｃｒ:0.18 〜0.
25％、Ｍｎ:0.10 〜0.30％、Ｚｒ:0.05 〜0.25％の範囲
であり、それぞれ上限を越えると巨大な金属間化合物が
晶出して鋳造性や加工性を害する。
【００１９】また、本発明においては、溶湯の酸化防止
のために、Ｂｅを0.005 ％以下の範囲で添加することが
できる。不純物としてＦｅは、0.50％を越えると、合金
材中の不溶性化合物の量が増加し靱性が低下し易くなる
ため、0.50％以下、好ましくは0.30％以下に規制するの
が好ましい。Ｓｉについても、0.40％を越えると、合金
材中の不溶性化合物の量が増加し靱性が低下し易くなる
ため、0.40％以下、好ましくは0.15％以下に規制するの
が好ましい。
のために、Ｂｅを0.005 ％以下の範囲で添加することが
できる。不純物としてＦｅは、0.50％を越えると、合金
材中の不溶性化合物の量が増加し靱性が低下し易くなる
ため、0.50％以下、好ましくは0.30％以下に規制するの
が好ましい。Ｓｉについても、0.40％を越えると、合金
材中の不溶性化合物の量が増加し靱性が低下し易くなる
ため、0.40％以下、好ましくは0.15％以下に規制するの
が好ましい。
【００２０】本発明の航空機ストリンガー用アルミニウ
ム合金板を製造するには、まず、上記の組成を有するア
ルミニウム合金鋳塊を常法に従って均質化処理、熱間圧
延および冷間圧延する。均質化処理は、４００〜４９０
℃で２〜４８時間加熱する条件で行うのが好ましく、均
質化処理により、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕなどの元素を十分に
固溶させるとともに、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒを微細な金属間
化合物として析出させる。４００℃未満の低温加熱、短
時間加熱では熱間加工性が劣り、耐応力腐食割れ性の低
下、結晶粒の粗大化を招く。４９０℃を越える高温加熱
では共晶融解を生じるおそれがある。
ム合金板を製造するには、まず、上記の組成を有するア
ルミニウム合金鋳塊を常法に従って均質化処理、熱間圧
延および冷間圧延する。均質化処理は、４００〜４９０
℃で２〜４８時間加熱する条件で行うのが好ましく、均
質化処理により、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕなどの元素を十分に
固溶させるとともに、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒを微細な金属間
化合物として析出させる。４００℃未満の低温加熱、短
時間加熱では熱間加工性が劣り、耐応力腐食割れ性の低
下、結晶粒の粗大化を招く。４９０℃を越える高温加熱
では共晶融解を生じるおそれがある。
【００２１】熱間圧延は３５０〜４７０℃の温度で開始
するのが好ましく、３５０℃未満では変形抵抗が大きく
なって圧延加工性が低下し、４７０℃を越えると、脆化
のため加工割れが生じ易くなる。
するのが好ましく、３５０℃未満では変形抵抗が大きく
なって圧延加工性が低下し、４７０℃を越えると、脆化
のため加工割れが生じ易くなる。
【００２２】熱間圧延後、必要に応じて軟化処理を行
う。軟化処理は３００〜４６０℃の温度に加熱保持後、
平均冷却速度３０℃／時以下の冷却速度で２６０℃程度
の温度まで冷却することにより行われる。この軟化処理
はつぎの冷間圧延工程の加工度を高くとる場合には特に
重要である。冷間圧延の加工度は２０％以上が望まし
く、加工度が低い場合には製造されるストリンガー材の
結晶粒が粗大化して、加工性低下、性能低下の原因とな
る。
う。軟化処理は３００〜４６０℃の温度に加熱保持後、
平均冷却速度３０℃／時以下の冷却速度で２６０℃程度
の温度まで冷却することにより行われる。この軟化処理
はつぎの冷間圧延工程の加工度を高くとる場合には特に
重要である。冷間圧延の加工度は２０％以上が望まし
く、加工度が低い場合には製造されるストリンガー材の
結晶粒が粗大化して、加工性低下、性能低下の原因とな
る。
【００２３】本発明においては、冷間圧延後、２００〜
３５０℃の温度で軟化処理を行い、５〜４０％の加工度
で冷間圧延して所定の厚さとし、ついで、３２０〜５０
０℃の温度域に１１℃／分を越える平均昇温速度で加熱
し、３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することによ
り軟化することを製造上の第１の特徴とする。
３５０℃の温度で軟化処理を行い、５〜４０％の加工度
で冷間圧延して所定の厚さとし、ついで、３２０〜５０
０℃の温度域に１１℃／分を越える平均昇温速度で加熱
し、３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することによ
り軟化することを製造上の第１の特徴とする。
【００２４】冷間圧延後の軟化処理はストリンガー材の
アスペクト比を大きくし、さらに段付冷間圧延材の加工
度が、例えば２０％前後のように比較的小さい場合の結
晶粒の異常成長を防止するために必要な処理であり、軟
化処理の温度が２００℃未満では、アスペクト比の向上
および結晶粒の異常成長の抑制に十分な効果が得難く、
３５０℃を越えると、最終軟化処理後の耐力が高くな
り、Ｏ材規格から外れ易くなるとともに、ストリンガー
へのテーパーロール加工（段付冷間圧延加工）で割れが
生じ易くなる。
アスペクト比を大きくし、さらに段付冷間圧延材の加工
度が、例えば２０％前後のように比較的小さい場合の結
晶粒の異常成長を防止するために必要な処理であり、軟
化処理の温度が２００℃未満では、アスペクト比の向上
および結晶粒の異常成長の抑制に十分な効果が得難く、
３５０℃を越えると、最終軟化処理後の耐力が高くな
り、Ｏ材規格から外れ易くなるとともに、ストリンガー
へのテーパーロール加工（段付冷間圧延加工）で割れが
生じ易くなる。
【００２５】軟化処理後の冷間圧延は５〜４０％の加工
度で行われる。加工度が下限未満および上限を越えた場
合には、ストリンガー材のアスペクト比が小さくなり、
所望の耐応力腐食割れ性が得られない。
度で行われる。加工度が下限未満および上限を越えた場
合には、ストリンガー材のアスペクト比が小さくなり、
所望の耐応力腐食割れ性が得られない。
【００２６】冷間圧延終了後、３２０〜５００℃の温度
域に１１℃／分を越える平均昇温速度で急速加熱し、３
０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することにより軟化
処理を行う。上記の冷間圧延後の軟化処理工程、冷間圧
延工程に、この軟化処理工程を組合わせることによっ
て、結晶粒の平均厚さが２５μｍ以下で、アスペクト比
が４以上の再結晶粒を有するストリンガー素材が得られ
る。
域に１１℃／分を越える平均昇温速度で急速加熱し、３
０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することにより軟化
処理を行う。上記の冷間圧延後の軟化処理工程、冷間圧
延工程に、この軟化処理工程を組合わせることによっ
て、結晶粒の平均厚さが２５μｍ以下で、アスペクト比
が４以上の再結晶粒を有するストリンガー素材が得られ
る。
【００２７】加熱温度が３２０℃未満では軟化、再結晶
が十分でないためストリンガーへのテーパーロール加工
（段付冷間圧延）で割れが生じ易く、５００℃を越える
と、材料の融解が生じるおそれがあり、異常結晶粒成長
が起こり再結晶粒が著しく粗大化するおそれもある。
が十分でないためストリンガーへのテーパーロール加工
（段付冷間圧延）で割れが生じ易く、５００℃を越える
と、材料の融解が生じるおそれがあり、異常結晶粒成長
が起こり再結晶粒が著しく粗大化するおそれもある。
【００２８】平均昇温速度が１１℃／分を越える加熱速
度で急速加熱を行った場合には、加熱途上におけるＭｇ
−Ｚｎ系化合物の析出が少なく、冷間圧延により導入さ
れる転位組織が、急速加熱による軟化を行うことにより
均一なセル組織に変化する。このような組織を有する材
料に、弱加工のテーパーロール加工（加工度５％以上３
０％未満）を行い、ついで３５０〜４００℃での予加熱
処理後、溶体化処理を行った場合には、均一微細なセル
組織を核として再結晶が進行するため、再結晶粒の平均
厚さが２５μｍ以下で、アスペクト比が４以上の均一微
細な再結晶組織が得られる。３０％以上の加工度でテー
パーロール加工を行い、上記の予加熱処理および溶体化
処理を行った場合にも、再結晶粒の平均厚さが４０μｍ
以下で、アスペクト比が４以上の均一微細な再結晶組織
が得ることができる。
度で急速加熱を行った場合には、加熱途上におけるＭｇ
−Ｚｎ系化合物の析出が少なく、冷間圧延により導入さ
れる転位組織が、急速加熱による軟化を行うことにより
均一なセル組織に変化する。このような組織を有する材
料に、弱加工のテーパーロール加工（加工度５％以上３
０％未満）を行い、ついで３５０〜４００℃での予加熱
処理後、溶体化処理を行った場合には、均一微細なセル
組織を核として再結晶が進行するため、再結晶粒の平均
厚さが２５μｍ以下で、アスペクト比が４以上の均一微
細な再結晶組織が得られる。３０％以上の加工度でテー
パーロール加工を行い、上記の予加熱処理および溶体化
処理を行った場合にも、再結晶粒の平均厚さが４０μｍ
以下で、アスペクト比が４以上の均一微細な再結晶組織
が得ることができる。
【００２９】これに対して、平均昇温速度が１１℃／分
以下の場合には、加熱中にＭｇ−Ｚｎ系化合物の不均一
な析出が生じるとともに、転位組織が完全に消滅するか
あるいは粗大且つ不均一なセル組織が残留する。このよ
うな組織の材料に、弱加工のテーパーロール加工を行
い、ついで３５０〜４００℃での予加熱処理後、溶体化
処理を行った場合には、結晶粒は著しく粗大化し、結晶
粒厚さが２５μｍを越えることが少なくない。３０％以
上の加工度でテーパーロール加工を行い、上記の予加熱
処理および溶体化処理を行った場合には、再結晶粒の平
均厚さは４０μｍ以下となるが、結晶粒長さが小さくな
るため、アスペクト比は４未満となり易く、耐応力腐食
割れ性が不十分なものとなる。
以下の場合には、加熱中にＭｇ−Ｚｎ系化合物の不均一
な析出が生じるとともに、転位組織が完全に消滅するか
あるいは粗大且つ不均一なセル組織が残留する。このよ
うな組織の材料に、弱加工のテーパーロール加工を行
い、ついで３５０〜４００℃での予加熱処理後、溶体化
処理を行った場合には、結晶粒は著しく粗大化し、結晶
粒厚さが２５μｍを越えることが少なくない。３０％以
上の加工度でテーパーロール加工を行い、上記の予加熱
処理および溶体化処理を行った場合には、再結晶粒の平
均厚さは４０μｍ以下となるが、結晶粒長さが小さくな
るため、アスペクト比は４未満となり易く、耐応力腐食
割れ性が不十分なものとなる。
【００３０】上記急速加熱による軟化処理後の冷却速度
が大きい場合には、焼きが入って時効硬化し、通常の焼
鈍材（Ｏ材）より強度が高くなるため、比較的加工度の
低いストリンガー材としては適用し得るが、高加工度を
必要とするストリンガー材への適用には加工度の点で問
題がある。
が大きい場合には、焼きが入って時効硬化し、通常の焼
鈍材（Ｏ材）より強度が高くなるため、比較的加工度の
低いストリンガー材としては適用し得るが、高加工度を
必要とするストリンガー材への適用には加工度の点で問
題がある。
【００３１】このため、本発明においては、軟化処理
後、３０℃／時を越える平均冷却速度で冷却し、さらに
２００℃以上３５０℃未満の温度に再加熱して、空冷あ
るいは３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することを
製造上の第２の特徴とし、軟化処理後、３０℃／時を越
える平均冷却速度で冷却した後、さらに３５０〜５００
℃の温度に再加熱し、３０℃／時以下の平均冷却速度で
冷却することを製造上の第３の特徴とする。
後、３０℃／時を越える平均冷却速度で冷却し、さらに
２００℃以上３５０℃未満の温度に再加熱して、空冷あ
るいは３０℃／時以下の平均冷却速度で冷却することを
製造上の第２の特徴とし、軟化処理後、３０℃／時を越
える平均冷却速度で冷却した後、さらに３５０〜５００
℃の温度に再加熱し、３０℃／時以下の平均冷却速度で
冷却することを製造上の第３の特徴とする。
【００３２】すなわち、再加熱後に再び焼きが入らない
ようにするために、再加熱後の冷却速度を小さくして、
急速加熱による軟化処理後の冷却速度が大きい場合で
も、高加工度の圧延加工を可能とする。
ようにするために、再加熱後の冷却速度を小さくして、
急速加熱による軟化処理後の冷却速度が大きい場合で
も、高加工度の圧延加工を可能とする。
【００３３】上記の合金組成および製造工程の組合わせ
により、段付冷間圧延前の素材の状態で、厚さ方向の結
晶粒の平均厚さが２５μｍ以下で、結晶粒のアスペクト
比が４以上であり、０〜９０％のテーパーロール加工、
３５０〜４００℃の温度での予加熱処理および溶体化処
理後の結晶粒が、加工度が３０％未満では平均厚さ２５
μｍ以下、アスペクト比４以上であり、加工度が３０〜
９０％の範囲では平均厚さ４０μｍ以下、アスペクト比
４以上で、敷居応力が２５０ＭＰａ以上の優れた耐応力
腐食割れ性を有し、セクションロール成形性も良好なス
トリンガー用アルミニウム合金板を得ることができる。
により、段付冷間圧延前の素材の状態で、厚さ方向の結
晶粒の平均厚さが２５μｍ以下で、結晶粒のアスペクト
比が４以上であり、０〜９０％のテーパーロール加工、
３５０〜４００℃の温度での予加熱処理および溶体化処
理後の結晶粒が、加工度が３０％未満では平均厚さ２５
μｍ以下、アスペクト比４以上であり、加工度が３０〜
９０％の範囲では平均厚さ４０μｍ以下、アスペクト比
４以上で、敷居応力が２５０ＭＰａ以上の優れた耐応力
腐食割れ性を有し、セクションロール成形性も良好なス
トリンガー用アルミニウム合金板を得ることができる。
【００３４】
【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。 実施例１ 半連続鋳造により、表１に示す組成のアルミニウム合金
を造塊し、４６０℃で１６時間の均質化処理後、４００
℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍｍの板材とし、室温ま
で冷却後、冷間圧延して厚さ３．７ｍｍとし、ついで２
５０℃で１時間の軟化処理後、炉冷し、さらに加工度１
９％の冷間圧延を行って厚さ３ｍｍとした。
明する。 実施例１ 半連続鋳造により、表１に示す組成のアルミニウム合金
を造塊し、４６０℃で１６時間の均質化処理後、４００
℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍｍの板材とし、室温ま
で冷却後、冷間圧延して厚さ３．７ｍｍとし、ついで２
５０℃で１時間の軟化処理後、炉冷し、さらに加工度１
９％の冷間圧延を行って厚さ３ｍｍとした。
【００３５】得られた板材を、平均昇温速度１２００℃
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。水焼入れ後、さらに、
室温で４日間の自然時効を行い、１２０℃で２４時間の
人工時効処理を行ってＴ６調質材とした。
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。水焼入れ後、さらに、
室温で４日間の自然時効を行い、１２０℃で２４時間の
人工時効処理を行ってＴ６調質材とした。
【００３６】得られたＯ材について、室温での引張耐力
を測定した。また、Ｔ６調質材について、結晶粒の平均
厚さおよびアスペクト比を測定し、冷間加工度が８０％
のものについては、室温での引張強さを測定した。測定
結果を表２および表３に示す。表２にみられるように、
本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜６はいずれも、全ての加
工度において結晶粒のアスペクト比は４以上で、結晶粒
厚さは、加工度が０％および２０％（３０％未満）では
２５μｍ以下、加工度が４０％、６０％および８０％
（３０〜９０％）では４０μｍ以下であり、表３にみら
れるように、引張強度も優れていた。
を測定した。また、Ｔ６調質材について、結晶粒の平均
厚さおよびアスペクト比を測定し、冷間加工度が８０％
のものについては、室温での引張強さを測定した。測定
結果を表２および表３に示す。表２にみられるように、
本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜６はいずれも、全ての加
工度において結晶粒のアスペクト比は４以上で、結晶粒
厚さは、加工度が０％および２０％（３０％未満）では
２５μｍ以下、加工度が４０％、６０％および８０％
（３０〜９０％）では４０μｍ以下であり、表３にみら
れるように、引張強度も優れていた。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】比較例１ 半連続鋳造により、表４に示す組成のアルミニウム合金
を造塊し、実施例１と同じ工程によりＯ材およびＴ６調
質材を製造した。得られたＯ材について、室温での引張
耐力を測定し、Ｔ６調質材について、結晶粒の平均厚さ
およびアスペクト比を測定した。冷間加工度が８０％の
ものについては、室温での引張強さを測定した。測定結
果を表５および表６に示す。
を造塊し、実施例１と同じ工程によりＯ材およびＴ６調
質材を製造した。得られたＯ材について、室温での引張
耐力を測定し、Ｔ６調質材について、結晶粒の平均厚さ
およびアスペクト比を測定した。冷間加工度が８０％の
ものについては、室温での引張強さを測定した。測定結
果を表５および表６に示す。
【００４１】表５に示すように、試験材Ｎｏ．７はＭｎ
量、Ｃｒ量、Ｚｒ量が下限値未満であるため、結晶粒が
微細化せず、等軸晶に近い結晶となったため、アスペク
ト比が小さく、結晶粒の厚さが大きいものとなった。試
験材Ｎｏ．８は、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｚｒ量が上限値を越
えているため、巨大な金属間化合物が晶出し、健全な鋳
塊が製造できなかった。試験材Ｎｏ．９はＺｎ量、Ｍｇ
量、Ｃｕ量が上限値を越えているため鋳塊が時期割れを
起こし、板材の製造ができなかった。試験材Ｎｏ．１０
はＺｎ量、Ｍｇ量、Ｃｕ量が下限値未満であるため、Ｔ
６調質材の強度が劣っている。
量、Ｃｒ量、Ｚｒ量が下限値未満であるため、結晶粒が
微細化せず、等軸晶に近い結晶となったため、アスペク
ト比が小さく、結晶粒の厚さが大きいものとなった。試
験材Ｎｏ．８は、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｚｒ量が上限値を越
えているため、巨大な金属間化合物が晶出し、健全な鋳
塊が製造できなかった。試験材Ｎｏ．９はＺｎ量、Ｍｇ
量、Ｃｕ量が上限値を越えているため鋳塊が時期割れを
起こし、板材の製造ができなかった。試験材Ｎｏ．１０
はＺｎ量、Ｍｇ量、Ｃｕ量が下限値未満であるため、Ｔ
６調質材の強度が劣っている。
【００４２】
【表４】
【００４３】
【表５】
【００４４】
【表６】
【００４５】比較例２ 半連続鋳造により、表１に示す試験材Ｎｏ．１と同じ組
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍ
ｍの板材とし、冷間圧延を行わずに、２５０℃で１時間
の軟化処理後、炉冷し、さらに加工度５０％の冷間圧延
を行って厚さ３ｍｍとした。
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍ
ｍの板材とし、冷間圧延を行わずに、２５０℃で１時間
の軟化処理後、炉冷し、さらに加工度５０％の冷間圧延
を行って厚さ３ｍｍとした。
【００４６】得られた板材を、平均昇温速度１２００℃
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。
【００４７】得られた焼入れ材について、結晶粒の平均
厚さおよびアスペクト比を測定した結果は、表７に示す
ように、加工度が２０％の場合において、結晶粒の異常
成長が生じ、健全なストリンガー材が得られなかった。
厚さおよびアスペクト比を測定した結果は、表７に示す
ように、加工度が２０％の場合において、結晶粒の異常
成長が生じ、健全なストリンガー材が得られなかった。
【００４８】
【表７】
【００４９】比較例３ 半連続鋳造により、表１に示す試験材Ｎｏ．１と同じ組
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍ
ｍの板材とし、室温まで冷却後、冷間圧延して厚さ３．
７ｍｍとし、ついで２５０℃で１時間の軟化処理後、炉
冷し、さらに加工度１９％の冷間圧延を行って厚さ３ｍ
ｍとした。
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍ
ｍの板材とし、室温まで冷却後、冷間圧延して厚さ３．
７ｍｍとし、ついで２５０℃で１時間の軟化処理後、炉
冷し、さらに加工度１９％の冷間圧延を行って厚さ３ｍ
ｍとした。
【００５０】得られた板材を、平均昇温速度５０℃／時
で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／時の
冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０％、４
０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工しないも
の（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の予加熱
処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶体化処
理を行い、水焼入れした。
で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／時の
冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０％、４
０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工しないも
の（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の予加熱
処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶体化処
理を行い、水焼入れした。
【００５１】得られた焼入れ材について、結晶粒の平均
厚さおよびアスペクト比を測定した結果は、表８に示す
ように、結晶粒厚さは、いずれも２５μｍ以下であった
が、アスペクト比は一部４未満であった。
厚さおよびアスペクト比を測定した結果は、表８に示す
ように、結晶粒厚さは、いずれも２５μｍ以下であった
が、アスペクト比は一部４未満であった。
【００５２】
【表８】
【００５３】比較例４ 半連続鋳造により、表１に示す試験材Ｎｏ．１と同じ組
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ８ｍ
ｍの板材とし、続いて冷間圧延して厚さ６．０ｍｍと
し、ついで２５０℃で１時間の軟化処理後、炉冷し、さ
らに加工度５０％の冷間圧延を行って厚さ３ｍｍとし
た。
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ８ｍ
ｍの板材とし、続いて冷間圧延して厚さ６．０ｍｍと
し、ついで２５０℃で１時間の軟化処理後、炉冷し、さ
らに加工度５０％の冷間圧延を行って厚さ３ｍｍとし
た。
【００５４】得られた板材を、平均昇温速度１２００℃
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。
【００５５】得られた焼入れ材について、結晶粒の平均
厚さおよびアスペクト比を測定した結果は、表９に示す
ように、結晶粒厚さはいずれも２５μｍ以下であった
が、アスペクト比は一部４未満であった。
厚さおよびアスペクト比を測定した結果は、表９に示す
ように、結晶粒厚さはいずれも２５μｍ以下であった
が、アスペクト比は一部４未満であった。
【００５６】
【表９】
【００５７】比較例５ 半連続鋳造により、表１に示す試験材Ｎｏ．１と同じ組
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍ
ｍの板材とし、続いて冷間圧延して厚さ３．０ｍｍと
し、２５０℃で１時間の軟化処理後、炉冷した。その後
の冷間圧延は行わなかった。
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍ
ｍの板材とし、続いて冷間圧延して厚さ３．０ｍｍと
し、２５０℃で１時間の軟化処理後、炉冷した。その後
の冷間圧延は行わなかった。
【００５８】得られた板材を、平均昇温速度１２００℃
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。
【００５９】得られた焼入れ材について、結晶粒の平均
厚さおよびアスペクト比を測定した結果は、表１０に示
すように、結晶粒厚さは、加工度が０％および２０％
（３０％未満）では２５μｍ以下、４０％、６０％およ
び８０％（３０〜９０％）では４０μｍ以下であった
が、アスペクト比は一部４未満であった。
厚さおよびアスペクト比を測定した結果は、表１０に示
すように、結晶粒厚さは、加工度が０％および２０％
（３０％未満）では２５μｍ以下、４０％、６０％およ
び８０％（３０〜９０％）では４０μｍ以下であった
が、アスペクト比は一部４未満であった。
【００６０】
【表１０】
【００６１】比較例６ 半連続鋳造により、表１に示す試験材Ｎｏ．１と同じ組
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍ
ｍの板材とし、続いて冷間圧延して厚さ３．７ｍｍと
し、４１０℃で１時間の軟化処理後、炉冷し、さらに１
９％の冷間圧延を行って厚さ３ｍｍとした。
成のアルミニウム合金を造塊し、４６０℃で１６時間の
均質化処理後、４００℃の温度で熱間圧延して厚さ６ｍ
ｍの板材とし、続いて冷間圧延して厚さ３．７ｍｍと
し、４１０℃で１時間の軟化処理後、炉冷し、さらに１
９％の冷間圧延を行って厚さ３ｍｍとした。
【００６２】得られた板材を、平均昇温速度１２００℃
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。水焼入れ後、さらに室
温で４日間自然時効を行い、１２０℃の温度で２４時間
の人工時効処理を行いＴ６調質材とした。
／分で４５０℃に加熱し、３分間保持した後、２５℃／
時の冷却速度で冷却しＯ材とした。これを加工度２０
％、４０％、６０％および８０％で冷間圧延し、加工し
ないもの（加工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の
予加熱処理後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶
体化処理を行い、水焼入れした。水焼入れ後、さらに室
温で４日間自然時効を行い、１２０℃の温度で２４時間
の人工時効処理を行いＴ６調質材とした。
【００６３】得られたＯ材について、室温での引張耐力
を測定し、Ｔ６調質材について、結晶粒の平均厚さおよ
びアスペクト比を測定した。冷間加工度が８０％のもの
については、室温での引張強さを測定した。
を測定し、Ｔ６調質材について、結晶粒の平均厚さおよ
びアスペクト比を測定した。冷間加工度が８０％のもの
については、室温での引張強さを測定した。
【００６４】測定結果は、表１１に示すように、結晶粒
の厚さ、アスペクト比は、全ての加工度において満足す
べきものであったが、Ｏ材の耐力が１６５ＭＰａと大き
く、ＪＩＳ規格を外れる結果となった。なお、Ｔ６調質
材の引張強さは５７０ＭＰａであった。
の厚さ、アスペクト比は、全ての加工度において満足す
べきものであったが、Ｏ材の耐力が１６５ＭＰａと大き
く、ＪＩＳ規格を外れる結果となった。なお、Ｔ６調質
材の引張強さは５７０ＭＰａであった。
【００６５】
【表１１】
【００６６】実施例２〜３ 半連続鋳造により、表１に示す試験材Ｎｏ．１と同じ組
成のアルミニウム合金を造塊し、実施例１と同様に、４
６０℃で１６時間の均質化処理後、４００℃の温度で熱
間圧延して厚さ６ｍｍの板材とし、室温まで冷却後、冷
間圧延して厚さ３．７ｍｍとし、ついで、２５０℃の温
度で１時間の軟化処理を行った後、炉冷し、さらに１９
％の冷間圧延を行って厚さ３ｍｍとした。
成のアルミニウム合金を造塊し、実施例１と同様に、４
６０℃で１６時間の均質化処理後、４００℃の温度で熱
間圧延して厚さ６ｍｍの板材とし、室温まで冷却後、冷
間圧延して厚さ３．７ｍｍとし、ついで、２５０℃の温
度で１時間の軟化処理を行った後、炉冷し、さらに１９
％の冷間圧延を行って厚さ３ｍｍとした。
【００６７】続いて、平均昇温速度１２００℃／分で４
５０℃に加熱し、３分間保持した後、５０℃／時の冷却
速度で冷却した。得られた板材を、２８０℃の温度に再
加熱して１時間保持した後、空冷しＯ材とした。また、
得られた板材を、４００℃の温度に再加熱して１時間保
持した後、２５℃／時の冷却速度で冷却してＯ材とし
た。
５０℃に加熱し、３分間保持した後、５０℃／時の冷却
速度で冷却した。得られた板材を、２８０℃の温度に再
加熱して１時間保持した後、空冷しＯ材とした。また、
得られた板材を、４００℃の温度に再加熱して１時間保
持した後、２５℃／時の冷却速度で冷却してＯ材とし
た。
【００６８】これらのＯ材を、加工度２０％、４０％、
６０％および８０％で冷間圧延し、加工しないもの（加
工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の予加熱処理
後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶体化処理を
行い、水焼入れした。水焼入れ後、さらに室温で４日間
自然時効を行い、１２０℃の温度で２４時間の人工時効
処理を行いＴ６調質材とした。
６０％および８０％で冷間圧延し、加工しないもの（加
工度０％）も併せて、３７５℃で１時間の予加熱処理
後、ソルトバス中で４７０℃で４０分間の溶体化処理を
行い、水焼入れした。水焼入れ後、さらに室温で４日間
自然時効を行い、１２０℃の温度で２４時間の人工時効
処理を行いＴ６調質材とした。
【００６９】得られたＯ材について、室温での引張耐力
を測定し、Ｔ６調質材について、結晶粒の平均厚さおよ
びアスペクト比を測定した。冷間加工度が８０％のもの
については、室温での引張強さを測定した。結果を表１
２および表１３に示す。
を測定し、Ｔ６調質材について、結晶粒の平均厚さおよ
びアスペクト比を測定した。冷間加工度が８０％のもの
については、室温での引張強さを測定した。結果を表１
２および表１３に示す。
【００７０】
【表１２】 《表注》試験材No.16:280 ℃に再加熱した試験材 試験材No.17:400 ℃に再加熱した試験材
【００７１】
【表１３】
【００７２】表１２および表１３にみられるように、本
発明に従う試験材Ｎｏ．１６、試験材Ｎｏ．１７は、結
晶粒の厚さはいずれも２５μｍ以下、アスペクト比４以
上の満足すべき特性をそなえている。
発明に従う試験材Ｎｏ．１６、試験材Ｎｏ．１７は、結
晶粒の厚さはいずれも２５μｍ以下、アスペクト比４以
上の満足すべき特性をそなえている。
【００７３】
【発明の効果】本発明によれば、段付冷間圧延前の素材
の状態で、厚さ方向の結晶粒の平均厚さが２５μｍ以下
で、結晶粒のアスペクト比が４以上であり、段付冷間圧
延、予加熱処理および溶体化処理後の結晶粒において、
段付冷間圧延の加工度が３０％未満では結晶粒の平均厚
さ２５μｍ以下、アスペクト比４以上を維持し、加工度
が３０〜９０％の範囲では結晶粒の平均厚さ４０μｍ以
下、アスペクト比４以上を維持し、敷居応力が２５０Ｍ
Ｐａ以上の優れた耐応力腐食割れ性を有し、セクション
ロール成形性も良好なストリンガー用アルミニウム合金
板およびその製造方法が提供される。
の状態で、厚さ方向の結晶粒の平均厚さが２５μｍ以下
で、結晶粒のアスペクト比が４以上であり、段付冷間圧
延、予加熱処理および溶体化処理後の結晶粒において、
段付冷間圧延の加工度が３０％未満では結晶粒の平均厚
さ２５μｍ以下、アスペクト比４以上を維持し、加工度
が３０〜９０％の範囲では結晶粒の平均厚さ４０μｍ以
下、アスペクト比４以上を維持し、敷居応力が２５０Ｍ
Ｐａ以上の優れた耐応力腐食割れ性を有し、セクション
ロール成形性も良好なストリンガー用アルミニウム合金
板およびその製造方法が提供される。
【図１】ストリンガー材の加工状態を示す斜視図であ
る。
る。
【図２】７０００系アルミニウム合金材の結晶粒のアス
ペクト比と耐応力腐食割れ性の関係を示す図である。
ペクト比と耐応力腐食割れ性の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８６ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８６Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ａ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ａ (72)発明者 酒井 圭一 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 南 一郎 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 内田 秀俊 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｚｎ:5.1〜8.4 ％（重量％、以下同
じ）、Ｍｇ:1.8〜3.0 ％、Ｃｕ:1.2〜2.6 ％を含有し、
さらにＣｒ:0.35 ％以下（０％を含まず、以下同じ）、
Ｍｎ:0.35 ％以下、Ｚｒ:0.25 ％以下のうちの１種また
は２種以上を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなり、
結晶粒の平均厚さが２５μｍ以下で、アスペクト比（平
均結晶粒長さ／平均結晶粒厚さ）が４以上のアルミニウ
ム合金板であり、該アルミニウム合金板に加工度９０％
以下の範囲で部分的に異なる加工度の冷間圧延を行い、
その後、３５０〜４００℃の温度での予加熱処理後溶体
化処理を行っても、前記加工度が３０％未満では結晶粒
の平均厚さ２５μｍ以下、アスペクト比４以上を維持
し、前記加工度が３０〜９０％の範囲では結晶粒の平均
厚さ４０μｍ以下、アスペクト比４以上を維持すること
を特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリン
ガー用アルミニウム合金板。 - 【請求項２】 アルミニウム合金板が、さらにＴｉ:0.2
％以下、Ｂ:0.001％以下を含有することを特徴とする請
求項１記載の耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリン
ガー用アルミニウム合金板。 - 【請求項３】 請求項１または２記載のアルミニウム合
金を常法に従って均質化処理、熱間圧延および冷間圧延
した後、２００〜３５０℃の温度で軟化処理を行い、５
〜４０％の加工度で冷間圧延して所定の厚さとし、つい
で、３２０〜５００℃の温度域に１１℃／分を越える平
均昇温速度で加熱し、３０℃／時以下の平均冷却速度で
冷却することにより軟化することを特徴とする耐応力腐
食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合
金板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１または２記載のアルミニウム合
金を常法に従って均質化処理、熱間圧延および冷間圧延
した後、２００〜３５０℃の温度で軟化処理を行い、５
〜４０％の加工度で冷間圧延して所定の厚さとし、つい
で、３２０〜５００℃の温度域に１１℃／分を越える平
均昇温速度で加熱することにより軟化させ、３０℃／時
を越える平均冷却速度で冷却した後、さらに２００℃以
上３５０℃未満の温度に再加熱し、空冷あるいは３０℃
／時以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする耐
応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニ
ウム合金板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１または２記載のアルミニウム合
金を常法に従って均質化処理、熱間圧延および冷間圧延
した後、２００〜３５０℃の温度で軟化処理を行い、５
〜４０％の加工度で冷間圧延して所定の厚さとし、つい
で、３２０〜５００℃の温度域に１１℃／分を越える平
均昇温速度で加熱することにより軟化させ、３０℃／時
を越える平均冷却速度で冷却した後、さらに３５０〜５
００℃の温度に再加熱し、３０℃／時以下の平均冷却速
度で冷却することを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れ
た航空機ストリンガー用アルミニウム合金板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32909099A JP4229307B2 (ja) | 1998-11-20 | 1999-11-19 | 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP33094898 | 1998-11-20 | ||
| JP10-330948 | 1998-11-20 | ||
| JP32909099A JP4229307B2 (ja) | 1998-11-20 | 1999-11-19 | 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000212673A true JP2000212673A (ja) | 2000-08-02 |
| JP4229307B2 JP4229307B2 (ja) | 2009-02-25 |
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| JP32909099A Expired - Fee Related JP4229307B2 (ja) | 1998-11-20 | 1999-11-19 | 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP4229307B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1306455A1 (en) * | 2000-08-01 | 2003-05-02 | Federalnoe Gosudarstvennoe Unitarnoe Predpryatie "Vserossiysky Nauchno-Issledovatelsky Institut Aviatsionnykh Materialov" | High-strength alloy based on aluminium and a product made of said alloy |
| JP2006504871A (ja) * | 2002-09-21 | 2006-02-09 | ユニヴァーサル アロイ コーポレイション | アルミニウム−亜鉛−マグネシウム−銅の合金の押し出し品 |
| JP2009144190A (ja) * | 2007-12-12 | 2009-07-02 | Kobe Steel Ltd | 高強度高延性アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US7678205B2 (en) | 2000-12-21 | 2010-03-16 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same |
| CN102337435A (zh) * | 2011-10-31 | 2012-02-01 | 哈尔滨中飞新技术股份有限公司 | 一种铝合金管材及其制造方法 |
| CN107385295A (zh) * | 2017-08-02 | 2017-11-24 | 东北轻合金有限责任公司 | 一种箱罐车用耐蚀可焊铝合金板材及其制造方法 |
| JP2018501401A (ja) * | 2014-12-11 | 2018-01-18 | アレリス、アルミナム、デュッフェル、ベスローテン、フェンノートシャップ、メット、ベペルクテ、アーンスプラケレイクヘイトＡｌｅｒｉｓ Ａｌｍｉｎｕｍ Ｄｕｆｆｅｌ Ｂｖｂａ | ７０００−シリーズアルミニウム合金シート材料を連続的に加熱処理する方法 |
| WO2018080708A1 (en) * | 2016-10-27 | 2018-05-03 | Novelis Inc. | High strength 7xxx series aluminum alloys and methods of making the same |
| US10913107B2 (en) | 2016-10-27 | 2021-02-09 | Novelis Inc. | Metal casting and rolling line |
| JP2022532347A (ja) * | 2019-06-03 | 2022-07-14 | ノベリス・インコーポレイテッド | 超高強度アルミニウム合金製品及びその作製方法 |
| US11821065B2 (en) | 2016-10-27 | 2023-11-21 | Novelis Inc. | High strength 6XXX series aluminum alloys and methods of making the same |
| CN117467914A (zh) * | 2023-12-25 | 2024-01-30 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种耐应力腐蚀高强Al-Zn-Mg-Cu合金厚板及其制备方法和应用 |
-
1999
- 1999-11-19 JP JP32909099A patent/JP4229307B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
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| US8083870B2 (en) | 2000-12-21 | 2011-12-27 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same |
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| CN109890536A (zh) * | 2016-10-27 | 2019-06-14 | 诺维尔里斯公司 | 高强度7xxx系列铝合金及其制造方法 |
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| US11590565B2 (en) | 2016-10-27 | 2023-02-28 | Novelis Inc. | Metal casting and rolling line |
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