JP4229307B2 - 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 - Google Patents
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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。
【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、１３３７６４６〜１３３７６４９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４５０℃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４１０℃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。
【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。
【０００６】
しかしながら、Ｔ６調質で使用されるＪＩＳ 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。
【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。
【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、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。
【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、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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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、３２０〜５００℃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。
【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。
【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、３０℃／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。
【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３０％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。
【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。
【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。
【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。
【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２５μｍ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。
【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。
【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。
【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、Ｔ６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６ｍｍ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。
【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。
【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℃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３ｍｍ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％、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。
【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。
【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８ｍｍ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。
【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。
【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６ｍｍ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。
【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。
【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６ｍｍ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１９％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。
【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。
【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。
【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、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、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４５０℃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。
【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１２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。
【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およびその製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】ストリンガー材の加工状態を示す斜視図である。
【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。
【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。
【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、１３３７６４６〜１３３７６４９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４５０℃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４１０℃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。
【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。
【０００６】
しかしながら、Ｔ６調質で使用されるＪＩＳ 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。
【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。
【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、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。
【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、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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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、３２０〜５００℃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。
【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。
【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、３０℃／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。
【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３０％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。
【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。
【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。
【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。
【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２５μｍ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。
【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。
【００３７】
【表１】
【表２】
【表３】
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。
【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、Ｔ６調質材の強度が劣っている。
【００４２】
【表４】
【表５】
【表６】
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６ｍｍ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。
【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。
【００４８】
【表７】
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℃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３ｍｍ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％、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。
【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。
【００５２】
【表８】
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８ｍｍ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。
【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。
【００５６】
【表９】
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６ｍｍ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。
【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。
【００６０】
【表１０】
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６ｍｍ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１９％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。
【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。
【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。
【００６５】
【表１１】
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、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、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４５０℃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。
【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１２および表１３に示す。
【００７０】
【表１２】
試験材No.17:400 ℃に再加熱した試験材
【００７１】
【表１３】
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。
【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およびその製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】ストリンガー材の加工状態を示す斜視図である。
【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。
Claims (5)
- 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（結晶粒の平均厚さと同一、以下同じ））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。
- 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３５０〜５００℃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。
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