(57)【要約】      （修正有）【課題】高強度と優れた破壊靱性値を有するＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金を提供する。【解決手段】Ｚｎ：５．０〜７．０％，Ｍｇ：１．０〜３．０％，Ｃｕ：１．０〜３．０％を含有し、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｃの1種又は2種以上を合計で０．０５〜０．５％を含有するＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金鋳塊に、４９５℃以上でマトリックスの溶融開始温度−１０℃以下の温度で１〜２４時間の均質化処理を施し、断面減少率で５０％以上の熱間加工により所定の厚さまで加工を施し、溶体化処理を施し、整直のためのスキンパスあるいはストレッチ矯正を施した後、人工時効処理を施すことにより、金属間化合物の総面積率を０．８％以下、かつ面積が円相当径で５μｍを超える金属間化合物の割合が金属間化合物全体の２０％未満とする。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：５．０〜７．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ。），Ｍｇ：１．０〜３．０％，Ｃｕ：１．０〜３．０％を含有し、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｃの1種又は2種以上を合計で０．０５〜０．５％を含有し、不純物としてＳｉ：０．２５％以下，Ｆｅ：０．２５％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなるＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金鋳塊に、４９５℃以上かつマトリックスの溶融開始温度−１０℃以下の温度で１〜２４時間の均質化処理を施し、断面減少率で５０％以上の熱間加工により所定の厚さまで加工を施し、溶体化処理を施し、整直のためのスキンパスあるいはストレッチ矯正を施した後、人工時効処理を施すことにより、金属間化合物の総面積率を０．８％以下、かつ円相当径で５μｍを超える金属間化合物の割合を金属間化合物全体の２０％未満とすることを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系熱処理型アルミニウム合金の製造方法に関するものであり、より詳細には均質化処理工程での固溶・析出挙動を制御することにより、優れた破壊靱性値を得るものである。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金は７０７５に代表されるように航空機用として強度の高い合金が用いられている。しかしながら一般的に強度と靱性は負の相関があり高強度化すると靱性が低下するという問題がある。このため靱性向上の方法としては亀裂の伝播経路となる有害な金属間化合物を低減する方策がとられており、７０７５では７１７５あるいは７４７５など不純物であるＳｉ，Ｆｅを低減し改良が行われてきている。またその他７０５０，７０５５，７０８５なども同様に不純物としてのＳｉ，Ｆｅの上限が低く設定されている。このためさらなるＳｉ，Ｆｅの低減は高純度Ａｌ地金の使用を余儀なくされ高コスト化あるいはリサイクル時に不純物を含みやすくなるため再利用が困難となる。
【０００３】
また、その他の方法として強度あるいは破壊靱性の改善方法としては、例えば特許文献１（特表２０００−５０４０６８）のように再結晶を抑制し繊維（ファイバー）状組織を維持することで破壊靱性の改善を行う方法が提案されている。
【特許文献１】特表２０００−５０４０６８号公報
【０００４】
しかしながらＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金においては図１のようにＳ相（Ａｌ２ＣｕＭｇ）と呼ばれる金属間化合物が形成され、本化合物が最終の製品においても残存することが破壊靱性を低下させていることがわかった。この金属間化合物を除去するためには高温での加熱が有効であることは容易に類推されるが、高温加熱の条件によっては金属間化合物の溶融跡が小さなボイドとなる恐れがあり、逆にこのボイドの存在によって亀裂が伝播しやすくなり、破壊靱性値を低下させるおそれがある。このため航空機用材料の熱処理条件を規定したＡＭＳ（Ａｅｒｏｓｐａｃｅ  Ｍａｔｅｒｉａｌ  Ｓｔａｎｄａｒｄ）２７７２などでは、例えば７０５０合金の溶体化処理温度は４７１〜４８２℃に規定されている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は上記事情に鑑み、高強度と優れた破壊靱性値を有するＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金を得ることを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系アルミニウム基合金において、均質化処理時の温度を制御することにより、亀裂伝播に対して有害な金属間化合物を減少させることで破壊靱性値を著しく向上させることができることを見出し本発明に到達したのである。
【０００７】
すなわち、本発明は請求項１記載の通り、Ｚｎ：５．０〜７．０％，Ｍｇ：１．０〜３．０％，Ｃｕ：１．０〜３．０％を含有し、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｃの1種又は2種以上を合計で０．０５〜０．５％を含有し、不純物としてＳｉ：０．２５％以下，Ｆｅ：０．２５％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物よりなるＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金鋳塊に、４９５℃以上かつマトリックスの溶融開始温度−１０℃以下の温度で１〜２４時間の均質化処理を施し、断面減少率で５０％以上の熱間加工により所定の厚さまで加工を施し、溶体化処理を施し、整直のためのスキンパスあるいはストレッチ矯正を施した後、人工時効処理を施すことにより、金属間化合物の総面積率を０．８％以下、かつ円相当径で５μｍを超える金属間化合物の割合が金属間化合物全体の２０％未満とすることを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金材の製造方法である。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、従来方法で均質化処理した合金と比較して著しく金属間化合物を微細かつ減少させることが可能で、高強度かつ高靭性の材料が得られる。特に航空機などの部材として最適であり、材料の安全性の向上に著しい効果が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
以下に本発明の限定理由について述べる。
【００１０】
まず合金成分について説明する。
【００１１】
Ｚｎは本系合金において人工時効処理時にη’相（ＭｇＺｎ２）として析出し、強度を高める元素である。その添加量は５．０％未満では十分な強度が得られず、７．０％を超えるとマトリックスの溶融温度とＳ相（有害な金属間化合物）の溶融点が近づくため工業的に温度制御が困難となる。
【００１２】
ＭｇはＺｎと同様に本系合金において人工時効処理時にη’相（ＭｇＺｎ２）として析出し、強度を高める働きがある。その添加量は１．０％未満では十分な強度が得られず、３．０％を超えるとその効果は飽和するとともにＭｇ２Ｓｉの金属間化合物が生成しやすくなる。
【００１３】
Ｃｕはマトリックス中に固溶し、強度を高める働きがある。その効果は１．０％未満では不十分であり、３．０％を超えるとＳ相（ＡｌＣｕ２Ｍｇ）やＡｌ７Ｃｕ２Ｆｅの体積率が増加し、本方法によっても破壊靱性値を低下させる恐れがある。さらに腐食性の高いＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物が多くなり、耐ＳＣＣ性や耐剥離腐食性を劣化させる。
【００１４】
Ｆｅは本系合金においては不純物として含有される元素であり、Ａｌ７Ｃｕ２Ｆｅとして不溶性の金属間化合物を形成する。このためＦｅの不純物含有量は少ないほど望ましい。しかしながら本系合金においてはＳ相の体積（面積）率がはるかに多いため、０．２５％以下であれば良く、好ましくは０．１５％以下が良い。
【００１５】
ＳｉもＦｅと同様に本系合金においては不純物として含有される元素であり、Ｍｇ２Ｓｉの金属間化合物を形成することが知られている。このためＳｉの不純物含有量は少ないほど望ましいが本系合金においてはＳ相の体積（面積）率がはるかに多いため、０．２５％以下であれば良く、好ましくは０．１５％以下が良い。
【００１６】
Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｃはいずれも熱間圧延工程あるいは溶体化処理時に再結晶抑制元素として働く。その添加量をＣｒ，Ｚｒ，Ｓｃの1種又は2種以上を合計で０．０５〜０．５％とする。合計量が０．０５％未満では再結晶抑制効果が少なく、合計量が０．５％をこえるとその効果は飽和するとともに粗大な化合物を形成しやすくなる。
【００１７】
また、特に規定するものではないが一般的に鋳造時の結晶粒微細化の目的でＴｉＢ２あるいはＴｉＣを含んだ微細化剤がＴｉ量で０．１５％程度まで添加されても構わない。
【００１８】
次に製造条件について述べる。
【００１９】
まず、化学組成を満たす合金の鋳塊を製造する。一般的にはＤＣ鋳造による。
【００２０】
均質化処理温度に関しては本発明の最も重要な条件である。先にも述べたがＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕをベースとする本合金系においてはＳ相と呼ばれる金属間化合物が最終製品においても残存するこのＳ相をマトリックス中に溶融（固溶）させるためには４９５℃以上の加熱が極めて有効である（図１〜３）。  ただし本系合金のマトリックスの溶融開始温度は化学組成にもよるが５３０℃近傍にあるため、この溶融開始温度に達すると内部欠陥が多発する。そのため温度上限は「溶融開始温度−１０」℃とする。加熱時間に関してはＳ相が固溶するための拡散を考慮し、工業的に１時間で十分効果があることを確認している。上限に関しては工業的な観点（コスト）から２４時間以下とする。ここで有害なＳ相の金属間化合物は以後の圧延，溶体化あるいは時効処理によって成長することはあっても微細となることはないため、均質化処理時に微細にすることが非常に重要となる。
【００２１】
次に、熱間加工での加工率の規定について述べる。
ここで熱間加工とは熱間圧延，熱間鍛造，熱間押出しなど所定の形状あるいは厚さまで塑性変形を行う工程を指す。熱間加工の目的は所定の形状あるいは厚さに近い形状とすることはもちろんであるが、同時に大きな塑性変形を与えることで再結晶組織あるいは加工組織とし、内部組織を改良すると同時に素材自身に内在する内部欠陥を減少させる目的で実施される。本発明においてはＳ相をマトリックス中に溶融（固溶）させた後には金属間化合物の溶融痕としてわずかに空隙が残存する恐れがある。このため大きな塑性変形を与えることで健全な組織を得ることができる。この加工度について検討した結果、均質化処理を行った素材より断面の減少率が５０％以上であれば十分であることがわかった。
【００２２】
溶体化処理温度は特に規定するものではないが、例えばＡＭＳ（Ａｅｒｏｓｐａｃｅ  Ｍａｔｅｒｉａｌ  Ｓｐｅｃｉｆｉｃａｔｉｏｎ）２７７２に規定されている代表的な７０００系合金同様４６０℃以上で実施することが望ましい。上限温度は成分添加量に応じて形成される共晶化合物の融点以下とする。これは本系合金が通常工業的に使用される調質（Ｔ６ｘ，Ｔ７ｘ）では溶体化処理後に大きな塑性変形を与えないため、共晶化合物の溶融跡がポロシティとなった場合、破壊靱性値を低下させる恐れが生じるためである。
【００２３】
時効温度に関しても特に規定するものではないが、同様にＡＭＳ２７７２からＴ６ｘ調質の場合は１２０〜１３５℃×１４〜４８時間およびＴ７ｘ調質では１段目として１０７〜１３８℃×３〜２４時間程度の処理後に２段目として１６３〜１７７℃×４〜３０時間で実施される。
【００２４】
次に金属間化合物の規定について述べる。
上述したように本系合金においては主に不溶性のＡｌ７Ｃｕ２Ｆｅ金属間化合物と約４９５℃に融点を持つＳ相（ＡｌＣｕ２Ｍｇ）が存在する。これらはいずれも亀裂の伝播経路となるため破壊靱性を向上するためには、その数（密度）あるいはサイズを減少することが有効である。このため金属間化合物の密度（面積率）およびサイズについて検討した。調査方法は圧延により製造した厚板を溶体化・焼入れおよび人工時効したサンプルの板厚中央部からサンプルを切り出し、圧延方向−圧延直角方向よりなる面（以後Ｌ−ＬＴ面）を機械研磨により鏡面仕上げした後、２０％硫酸にて軽くエッチングを施したのち光学顕微鏡にて１００倍で１０視野観察を行い、画像解析により面積率，円相当径分布および金属間化合物の径の分布を調査した。
【００２５】
まず密度について検討した結果、金属間化合物の総面積率が０．８％以下であれば、優れた破壊靱性値が得られることがわかった。
次に金属間化合物のサイズ（円相当径）分布について調査した結果、円相当径で５μｍを超える金属間化合物が累積相対度数として全体の２０％未満（言い換えれば、５μｍ以下の金属間化合物が全体の８０％以上）であれば良好な破壊靱性値を得られることが分かった。
【００２６】
ただしここで円相当径２μｍ未満の金属間化合物に関しては上記の光学顕微鏡観察においては判別が非常に困難である。透過電子顕微鏡などを用いれば、０．０１〜２μｍの析出物（金属間化合物）は数多く観察されるが、破壊靱性に直接大きな影響をあたえるものは上記のように５μｍ以上の比較的粗大な金属間化合物であるため、本発明では円相当径２μｍ未満の微細な金属間化物は測定から除外している。
【００２７】
なお本発明では主として、航空機部材に使用される高強度・高靱性が要求される肉厚の厚い素材に関して述べてきたが、例えば熱間加工に続いて冷間加工を行い溶体化処理−整直−人工時効によって薄肉材を製造する場合においても最終製品での金属間化合物分布が本発明によって達成されていれば本発明の趣旨をはずれるものではない。
【実施例１】
【００２８】
まず成分について調査するため表１に示すＡｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金鋳塊を実験鋳造機にて厚さ１００ｘ幅２２０ｘ長さ２５０ｍｍに作製し、面削切断により  厚さ７０ｘ幅２００ｘ長さ１８０ｍｍに切り出した後、いずれも均質化条件を５００℃×１２時間の条件で処理を行った。続いて圧延率５７％で熱間圧延を行い厚さ３０ｍｍの圧延板を製造した。その後ＡＭＳ２７７２に従って４７５℃×２時間の溶体化処理に続いて水焼入れを行った。さらに自然時効後、１２１℃×４時間＋１６３℃×２４時間の人工時効を施しＴ７４調質材を製造した。
【００２９】
【表１】
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【００３０】
圧延直角方向（ＬＴ方向）の機械的特性（ＴＳ，ＹＳ，ＥＬ）および靱性の目安となる切欠き強さ（ＮＴＳ）と耐力（ＹＳ）の比を求めるため、切欠き引張り試験を実施した。引張り試験片形状はＡＳＴＭ  Ｅ８に規定されたφ６．３５ｍｍの丸棒試験片を用い、切欠き引張り試験はＡＳＴＭ  Ｅ６０２に規定された直径１２．７ｍｍで切欠き部の径８．９６ｍｍで６０°の角度で先端Ｒ＜０．０１８ｍｍのものを用いた。さらに平面歪み破壊靱性値（ＫＩＣ）を求めるためにＡＳＴＭ  Ｅ３９９にしたがって０．８インチ厚のコンパクトタイプ試験片にてＴ−Ｌ方向について試験を実施した。
【００３１】
さらに評価項目として、先に述べた画像解析方法により金属間化合物の分布を調査した。金属間化合物の測定は板厚中心部のＬ〜ＬＴ面を機械研磨により鏡面仕上げした後、２０％硫酸によりエッチングを行い金属間化合物の分布を観察した。
【００３２】
これらの機械的特性，破壊靱性および化合物分布測定結果を表２にまとめて示す。
【００３３】
【表２】
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【００３４】
表２より、本発明範囲の成分範囲内であるＮｏ．  Ａ〜Ｉ  では本発明製造方法であれば金属間化合物の面積率，円相当径および化合物径も減少あるいは微細にすることが可能であり、非常に高強度でありながら良好な破壊靱性値を持つことがわかる。これに対して本発明範囲をはずれるＪ〜Ｌ  では不純物元素としてのＦｅ，Ｓｉを多く含むこともあり、金属間化合物の面積率あるいは円相当径，化合物径が粗大となりその結果破壊靱性値は低い結果となった。
【００３５】
また合金Ｍは強度を得るための主要元素であるＺｎ含有量が少ないため、強度が低くなり十分な特性が得られなかった。
【実施例２】
【００３６】
次に製造条件について検討するため表１の合金Ａ〜Ｃを用いて均質化処理条件および熱間圧延条件について調べた。圧延率の影響に関しては鋳塊の厚さを減じて、最終板厚は同じ３０ｍｍとした。表３に条件を示す。
【００３７】
【表３】
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【００３８】
表３で示した条件で製造した圧延板に、実施例１と同様にＡＭＳ２７７２に従って４７５℃×２時間の溶体化処理に続いて水焼入れを行った。さらに自然時効後、１２１℃×４時間＋１６３℃×２４時間の人工時効を施しＴ７４調質材を製造した。
【００３９】
評価項目も同様に圧延直角方向（ＬＴ方向）の機械的特性（ＴＳ，ＹＳ，ＥＬ）および靱性の目安となる切欠き強さ（ＮＴＳ）と耐力（ＹＳ）の比を求めるため、切欠き引張り試験を実施した。さらに平面歪み破壊靱性値（ＫＩＣ）を求めるためにＡＳＴＭ  Ｅ３９９にしたがって０．８インチ厚のコンパクトタイプ試験片にてＴ−Ｌ方向について試験を実施した。さらに画像解析方法により金属間化合物の分布を調査した。 
【００４０】
【表４】
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【００４１】
結果を表４に示す。これより本発明方法で製造したＮｏ．２１〜２３では高強度および高靱性の材料が得られている。これに対して比較例のＮｏ．２４〜２７では金属間化合物の抑制が不十分であるため特に破壊靱性値において顕著に差が認められている。またＮｏ．２７では特に圧延率不足の影響が認められており、破壊靱性および伸びも劣る結果となった。
【００４２】
一例として図２〜４にそれぞれＮｏ．２１，２３および２４の金属間化合物の分布を示す。これより本発明では主としてＳ相からなる金属間化合物が著しく減少していることがわかる。
また図５にＮｏ．２１，２３および２４の金属間化合物総面積率，図６にＮｏ．２１，２３および２４の金属間化合物の大きさに対する累積相対度数を示す。
なお図６において、金属間化合物の大きさに対する累積相対度数は、例えば円相当径が２μm以上３μm未満のものは２．５μmの位置にプロットした。
【図面の簡単な説明】
【００４３】
【図１】Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ-Ｃｕ系合金に見られる金属間化合物を示すミクロ写真である。
【図２】本発明例Ｎｏ．２１の金属間化合物の分布を示すミクロ写真である。
【図３】本発明例Ｎｏ．２３の金属間化合物の分布を示すミクロ写真である。
【図４】比較例Ｎｏ．２４の金属間化合物の分布を示すミクロ写真である。
【図５】実施例２の３試料の金属間化合物の総面積率を示すグラフである。
【図６】実施例２の３試料の金属間化合物の大きさに対する累積相対度数を示すグラフである。
【図５】
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【図６】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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