技術 解 説

高強度・耐熱性アルミニウム合金
High-Strength and Heat-Resistant Aluminum Alloys

小山克己

Katsumi Koyama

概要

軽量素材としてアルミニウムが生まれて間もなく，優れた比強度を求める航空機の勃興と呼応して，高強度アルミニウム合金が開発され，急速な発展を遂げた。そこで，高強度・耐熱性アルミニ
ウム合金の開発および航空機への適用の歴史を紹介する。また，アルミニウム合金の高強度化には時効硬化が不可欠であることから，全般的ならびに合金系固有の時効現象について金属組織学的な解説を加える。さらに，高強度アルミニウム合金材料において特に問題となる遅れ破壊ならびに急激な亀裂進展を抑制するためのこれまでの取り組みを紹介する。
Abstract： Soon after aluminum came into existence as a lightweight material ，high-strength
aluminum alloys were developed in concert with the rapid evolution of aircraft in which superior specific strength is always demanded. In this paper ，the history of high-strength and heatresistant aluminum alloys and their applications to aircraft will be presented. Metallographic comments on the general as well as specific aging phenomena of high-strength aluminum alloys will
also be included ，since age hardening is essential for strength enhancement in aluminum alloys.
Moreover ，efforts to prevent delayed fracture and rapid crack propagation ，which constitute a
problem especially in high-strength aluminum alloy materials ，will be presented.

1.

はじめに

ら 400 MPa を超える“強力”あるいは“高力”アルミニウ
ム合金と呼ばれた各種高強度アルミニウム合金が生まれ

ア ル ミ ニ ウ ム 産 業 は 1886 年 に， ともに 22 歳 の若 きた。そして，現在では，航空機産業はもとより，ロケッ

C.M.Hall（米）と P.Heroult（仏）がそれぞれアルミニウム

トや高速車両，自動車あるいは製造装置部品などに広くの溶融塩電解法を発明 1）し，工業的精錬の基礎を米国と利用されるようになっている。

欧州にそれぞれ固めたことから始まった。比重が鋼材

本報では，特に機械的強度が高いことを特長とするの約 1/3 の約 2.7 と軽量であるアルミニウムおよびアルAl - Cu - Mg 系合金および Al - Zn - Mg（Cu）
系合金群の高ミニウム合金は，差し当たり携帯用品へ適用された。そ強度アルミニウム合金，ならびに高い温度域での使用にして，その頃生まれたばかりの飛行船の新素材として注おいても優れた強度を維持する耐熱性アルミニウム合金

目され，1897 年に骨格と外板にアルミニウム材料を用いについて，合金開発の経緯を踏まえて解説する。

た，いわゆる硬式飛行船がオーストリアで試作された。
一方，1903 年に Wright 兄弟が初飛行に成功したライト
フライヤー号は，ガソリンエンジンの一部に Al - 8%Cu

2.

合金開発の歴史

合金鋳物が使われていたものの骨格はまだ木製であっ

2.1 高強度アルミニウム合金た 1）。航空機の発達のためには，高い比強度（強度／比

高強度アルミニウム合金の開発は，時効硬化現象が見重）あるいは比剛性（剛性／比重）を持つ材料が強く求め出されたジュラルミンの発明から始まった。ジュラルミられた。この要請に応えるように，世界大戦を挟む約 50

ンは，もともと商品名であるが，生み出された当初から年間で，引張強さが 100 MPa 程度の純アルミニウムか

硬いアルミニウムの代名詞として用いられた。その後の
7

Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金

開発では，このジュラルミンを超えることが 1 つの目標となり，超ジュラルミンと超々ジュラルミンが続いて開発された。また，ここで得られた高強度アルミニウム合
金の強度の秘密を探るために，多くの研究が行われた結果，アルミニウム分野における金属組織学が大きく進展した。
2.1.1 ジュラルミン
図 1 は 戦前ドイツアルミニウム協会から石田四郎先生（当時東京大学航空技術研究所所長）に贈られ，現在軽金属学会事務室に飾られているジュラルミンの発明者
Alfred Wilm のレリーフである。Wilm はライト兄弟の

図 1 Alfred Wilm（1869～ 1937）のレリーフ
Fig.1 The relief of Alfred Wilm（1869 to 1937）.

初飛行に成功した年にドイツの理化学中央研究所において鉄砲の薬莢に用いる高強度アルミニウム合金の開発を行っていた。当時鋳造合金としては低組成の Al - 4%Cu
合金に対して，鋼材のような焼入れ処理を施すことで，引張強さが一般的な鋳物では得られない 224 MPa に達し，特許（独 170085 号）を出願している 2）。本合金にお100

いても，Wilm に気づかれずに時効硬化現象は静かに進90化現象を本人が認識するのは 1906 年の 9 月のある週明けとされている。微量の Mg を添加した Al - Cu 系合金に硬さんでいたものと思われる。世界的大発見である時効硬80

ついて同様に焼入れを施すことで，明らかな室温時効硬化現象を確認し，ジュラルミンの特許（独 244554 号）と70

して 1909 年に出願した。Wilm の論文 3）にあるジュラル
ミンの時効硬化挙動を図 2 に示すが，高温の熱処理と焼60

入れ後室温で放置するだけで硬さが上昇することが分

0

5

10

かる。焼入れ直後においても，鋳物よりは強度が上昇し

15

20

時間（h）

ていたであろうが，週末を挟んで放置（少なくとも 2 日間）するだけで著しく硬さが増したことは，鋼材の変態をイメージしていた Wilm にとっては驚きであったと思100われる。ここでの特許の必須要件は，Mg 添加，加工とおり，標準組成の Al - 4%Cu - 0.5%Mg 合金の時効後の引張強さは 363 MPa とされている 4）。この発明をもとに，関連会社のデューレナ－・メタルヴエルケ（DM：Durener
Metallwerke）社で製品化が行われ，社名とアルミニウムとを合成した“duralumin”を商品名とした。ジュラルミ
ンの代表組成は，Al - 4%Cu - 0.5%Mg - 0.5%Mn 合金と思わ

80
70
60
400

れるが，表 1 4）に示すように比較的強度の高い DM 社の製品はすべて“duralumin”として当時紹介されていたようである。ジュラルミンは第 1 次世界大戦が始まる 1914
年にドイツ海軍のツェッペリン飛行船の骨組み材として認証された。そして，DM 社のジュラルミン生産量は1913 年の 37 ton から 1916 年には 720 ton に増加し 4），量
産材としてのジュラルミンが確立した。

8

Furukawa-Sky Review No.6 2010

4 日後

90
硬さ

420℃以上の加熱および焼入れと室温放置が挙げられて

焼入れ直後

440

480

520

溶体化処理温度（℃）
図2

ジュラルミンの室温時効硬化挙動（Al-3.5%Cu0.5%Mg）
Fig.2 Room-temperature age-hardening behavior ofduralumin（Al-3.5%Cu-0.5%Mg）.

25高強度・耐熱性アルミニウム合金

表1
DM 社のジュラルミンの製品一覧
Table 1 Catalog of duralumin products of DM company.
（mass％）
名称

Duralumin

Cu

Mg

Mn

Si

－
0.2
0.2
2.5
～ 5.5 ～ 2.0 ～ 1.2 ～ 1.0（4.0）（0.5）（0.5）

1942 年，田辺らは，上記 24S と DM31 の 2 種類の超ジュNiFe

ラルミンの性能を比較している。強度はほぼ同等であ－－り，24S が加工性や耐海水腐食性に若干優れると述べているが，大局的には大差ないとの評価をしている 4）。第Duralumin 681 A ，B

4.5

0.5

0.6

－

－

－

Duralumin 681 ZB

4.5

0.5

0.8

0.6

－

－

Duralumin 681 H

2.5

0.5

－

－

－

－

Duralumin 681 K

－

0.2

－

－

－

－

Duralumin DM31

4.0

1.0

0.6

0.6

－

－

Duralumin K－－

Duralumin W

量も増した合金であった 4）。

－
0.5
0.3
～ 2.0 ～ 1.5 ～ 1.5
－
－
1.8
3.5
1.0
～ 4.5 ～ 1.8
～ 2.2

－

二次世界大戦中，国内においても 24S に耐食性に優れた皮材をクラッドした材料（Alclad）が最も多く製造されており，今日でも，超ジュラルミンと言えば，代表組成がAl - 4％Cu - 1.5%Mg 合金のアルコアの 24S を示す。一方，
戦時下の原料事情が悪化した際，Fe ，Si ，Zn などの不純物混入による 24S の耐力低下や割れ発生が問題となり，
DM31 を参考にして開発された ND（Nippon Duralumin）
合金が 1944 年に超ジュラルミンの代替えとして軍需規格にも採用され，24S とともに当社でも製造していた 9）。

－

ジュラルミンを用いた戦闘機（J - 4）が 1917 年に，旅客機（F13）が 1919 年にドイツの H. Junkers によって製作された。また，1920 年には，飛行機の高速化にともない木製から鍛造用アルミニウム合金を用いたプロペラが開発された 5）。このように，高強度アルミニウム合金を代表するジュラルミンは，開発が始まった飛行機の機体用

表2
超ジュラルミン系合金の一覧
Table 2 Super-duralumin and similar aluminum alloys.
（mass％）
名称

Cu
Mg
Si
Mn
Ni
Fe
Ti
－
－
－
－
3.6
0.3
1.25
（米、アルコア社） ～ 4.7 ～ 1.75 －
～ 0.9
－
DM31
3.5
Fe+Ti
0.9
0.2
0.9
（独、DM 社）～ 4.5 ～ 1.5 ～ 0.9 ～ 1.5
～ 0.5
－
RR56
1.5
0.5
0.4
0.8
（英、ロールスロイス社） ～ 2.5 ～ 1.0 ～ 1.0～ 1.5 ～ 1.3 ～ 0.12
24S

材料としてますます重要視され，その需要も増えていった。

2.1.3 超々ジュラルミンたまたま，1917 年に英国留学中の早稲田大学旧鋳物研

超ジュラルミンの強度をさらに超える，いわゆる超々初代所長の石川は撃墜されたツェッペリン飛行船の残

ジュラルミンは，まず Al - Zn - Mg 三元合金系で検討さ骸を入手し，帰国後，そのジュラルミンの成分などの調れた。本系三元状態図は Eger によって 1913 年に作ら査が行われたと回顧録に記されている 6）。日本におけるれた 10）。また，超ジュラルミンの発明前の 1920 年に，

ジュラルミンの板材の製造は，1919 年に住友金属が最初

Freankel らは Al - Zn - Mg 系合金の室温時効硬化特性をに始めた。なお，当社（当時古河電気工業）
は，1926 年に確認している 11）。そして，Rosenhain は，これらのいわジュラルミンの試作品を納入した後，神戸製鋼所とともゆる zinc duralumin の開発を進め，1921 年に強度の高に，1928 年に板材の量産を開始した 7）。

い E 合金（Al - 20%Zn - 0.5%Mg - 2.5%Cu - 0.5%Mn）を発明

2.1.2 超ジュラルミン

した 4）。また，1923 年頃，Sander と Meissner は，室温

軽金属飛行機の性能向上競争が進むなか，ジュラルミ

時効とともに，人工時効によって引張強さが 500 MPa

ンを超える強度の高いアルミニウム合金の開発が始まっを超える合金を生み出した。さらに 1927 年に Sander はた。当時，表 2 4）に示すようなジュラルミンを凌ぐ優れ

上記をもとにいわゆる Sander 合金（Al - 8%Zn - 1.5%Mg）

た強度を有する各国の合金は，いずれも超ジュラルミを 発 明 した。Sander 合 金 系 の 中 でも Constructal - 8ン（super duralumin）と呼ばれていた。まず，1925 年に（Al - 8%Zn - 2%Mg - 0.5～ 1.0%Mn 合金）と名付けた合金は

米国の Archer と Jeffries はジュラルミンの Si 添加量を超ジュラルミンを超える強度（60 kgf/mm2（588 MPa）

増した合金では，高温時効により高い強度が得られるこ級）を得ることができた 2）。しかし，これら高強度が得とを見出し，いわゆる含ケイ素超ジュラルミンを発明しられた zinc duralumin は放置するだけで割れが発生する

た 8）。一方で，1930 年頃にアルコアは Si を添加しなくていわゆる“遅れ破壊” が問題となって実用に至っていな

も Mg 添加量を 1.5% に増すことにより室温時効のみでもい 4）。超々ジュラルミンの開発当時，“時期割れ”（season

優れた強度が得られることを見出し，合金名を 24S とし

cracking）， あるいは現 場 では“ 置 き割 れ ”などと呼 ばた。DM 社においても，Mg 添加量を増した DM31 を開れていたが，既に応力腐食割れ（SCC；stress corrosion

発しているが，含ケイ素超ジュラルミンのように Si 添加

cracking）として理解されていたようである。日本海軍
9Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金の強い要請を受けて住友金属の五十嵐らは，強度の高い

2.2 耐熱性アルミニウム合金

24S ，Sander 合金および E 合金の 3 合金を基に開発を進

従来の耐熱性アルミニウム合金の組成を表 4 4）に示

め，1936 年に Cr を添加することによって応力腐食割れす。1914 年から 1921 年にわたり，耐熱性アルミニウムの問題は回避できることを見出し，特許（日本 135036 号）

合金は主に航空機用発動機の部品への適用を想定して英を出願した 2）。ここで出願された特許の合金組成範囲は国の Rosenhain によって系統的に開発が進められた。こ広いが，標準組成は Al - 8%Zn - 1.5%Mg - 2%Cu - 0.5%Mn -こで得られた Y 合金（Al - 4%Cu - 1.5%Mg - 2%Ni）は，焼入0.2%Cr 合金であり，推奨条件の 450℃の溶体化処理後，れ後の人工時効により強度が増し，250℃ぐらいまでは

水焼入れおよび 120℃の焼戻し（ここでは高温時効処理

強度低下が見られない耐熱性アルミニウム合金である。

2を表す）を施すことにより，引張強さは 60 kgf/mm（588

ジュラルミンの実用化が進むなかではあったが，もともMPa）近い値が出た。当初は，上記 3 つの合金名の頭文と Al - Cu 系鋳物合金に対して耐熱性を持たせるために字をとったようであるが，最終的に“ESD”（extra super -Ni が添加された合金で，ここで現れる Al - Cu - Ni 系化合

duralumin）
を商品名として実用化した 2）。

物を Y 相と呼ぶところからこの名が付いた。

当時，同様なアルミニウム合金開発が国内外で進めら

Y 合金の数年後，英国の Rolls - Royce 社と High Duty

れている。表 3 4）に超ジュラルミンの強度を越えるアル

Alloys 社との共同研究によって耐熱性アルミニウム合

ミニウム合金として開発された，いわゆる超々ジュラル

金の R.R. 系合金が生まれた。鋳物用，ダイカスト用あミンと呼ばれていた合金群を示す。当社（古河電工）もるいは鍛造用と用途によって Cu および Si 量は多少異な1938 年には，Zr および Si を添加することによって時期

るが，基本的に Y 合金に Ti および Fe を添加することに割れ（応力腐食割れ）を回避した合金の特許（日本 147525

よって高温強度の向上を図った耐熱性アルミニウム合号）を出願している。後述するが，新しい高強度アルミ金である。Ti 添加による組織の微細化と Fe の微細析出

ニウム合金では，Cr からむしろ焼入れ感受性を抑えられ物による耐クリープ性の向上効果と考えられている 13）。

る Zr が添加されるようになったが，当時は十分な組織

本合金は後に 2618 - T6 として，英仏が開発したマッハ 2制御ができなかったためか，実用化には至らなかった。

に達する超音速機コンコルドの空力加熱で 127℃に耐えまた，超ジュラルミン代替の ND 合金と同様に戦時下のる外板として用いられることになる 13）。

原料事情が悪化した際，Cu を添加しなくても超々ジュ
ラルミン相当の強度が確保できる合金が求められて開表4耐熱性アルミニウム合金の一覧
Table 4 List of heat-resistant aluminum alloys.
（mass％）

発された HD（Honda’ s duralumin）合金は，高い押出性を示す生産性に優れた合金 12）で，現在の 7N01 に通じる名称ものがある。なお，現在，超々ジュラルミンと呼ばれてY 合金

いる 7075 合金規格は，1943 年にようやく完成し，大規模

RR50
RR53
RR56
RR59

生産に着手したアルコアの 75S 合金がもとになっている
が，ESD の特許に包含されるものである。

備考
Cu Mg Si
Ni
Fe
Ti
－
－
－
英
4
1.5
2
Rosenhain
1.30 0.10 2.20 1.30 1.00 0.18 砂型，ダイカスト用
2.25 1.60 1.25 1.30 1.40 0.10 ダイカスト用（ピストン）
2.00 0.80 0.70 1.30 1.40 0.10 鍛造用
2.25 1.60 0.50 1.30 1.40 0.10 鍛造用（ピストン）

表3
超々ジュラルミン系合金の一覧
Table 3 Extra-super-duralumin and the other high-strength aluminum alloys.
名称

Zn
Mg
Cu
Cr
Zr
Mn
Ti
－
－
3.0
0.1
1
1
0.1
ESD
～ 20
～ 10
～3
～2
～2
－
－
（住友）
（8.0） （1.5） （2.0） （0.2）
－
（0.5）
－
－
－
－
SSD
6.0
0.5
1.0
1.5
（航空研究所） ～ 10.0 ～ 3.0 ～ 4.5
～ 1.5
－
－
－
－
－
4
0.05
0.5
0.5
0.1
SSD
～ 10.0 ～ 3.0
～4
～1
～ 1.5
－
（古河電工）（6.0） （2.0） （1.5）－（0.2） （1.0）
－
－
－
－
5.1
2.1
1.2
0.15
75S
～ 6.1 ～ 2.9 ～ 2.0 ～ 0.40－
～ 0.3 ～ 0.2（アルコア）（5.6） （2.5） （1.6） （0.3）
－
－
－
－
－
－
5.5
0.3
1.5
0.1
HD
～ 5.8 ～ 2.0 ～ 0.8 ～ 0.4
～ 0.8
－
－
（学術振興会第 18 特別委員会）（5.4） （2.0）－ （0.25） －
（0.6）
－

10

Furukawa-Sky Review No.6 2010

Si

Fe

Sn

－
－
－

－
－
－

－
－
－

－
～ 0.8

－
～ 0.8

～ 1.0

0.4

－
～ 0.7
－
－
～ 0.7
－
－
～ 0.6
－

－
－
－
－
－
－
－
－
－

～ 1.0
－
－
～ 0.5
－
－
～ 0.5
－

0.1

（mass％）
備考
特許135036 号
特許137117 号
特許147525 号

発明年

1936
1938
1938

－

1943

旧航格高力アルミ合金
第 7 種規格－高強度・耐熱性アルミニウム合金

いずれも多元系合金であるためか金属組織学的な解明

産への移行において，多くの問題が顕在化した。例えば，は遅れていた。1939 年に本系合金の高い時効硬化性は鋳造時や圧延，押出，鍛造などの加工時の割れの発生，

超ジュラルミンと同様な析出現象によるものであること

焼入れによる残留応力や後述する焼入れ感受性に起因しを西村が指摘した 14）。Ni および Fe 添加による超ジュラた材料性能のバラツキによる製品歩留まり低下が，工業

ルミンの過時効抑制効果は認められないことから，安定化に際し生産能力やコストに大きく影響した。そのため，な Ni 系あるいは Ni ，Fe 系化合物の分散によって，高温工業化において先を行く欧米からの技術や設備の導入が強度が維持されるものと考えられている 15）。図 3 16）に進められた。成分が既知となっていたジュラルミンにおAl - Cu - Mg 合金の時効挙動に及ぼす Ni ，Fe 複合添加な

いても，十分な性能や品質を安定的に得ることができな

らびに Si 添加の影響を示す。Si 添加は鋳造性の観点だけかったことから，実績のある DM 社にジュラルミンの作でなく，含ケイ素超ジュラルミンと同様に特に人工時効製を依頼し，1922 年に石川らはその立ち会い調査をとおの硬化性を上げるが，Ni ，Fe 複合添加はあまり影響しな

して，国内への技術導入を図った 6）とされる。当社も第いことが分かる。また，近年，これら合金系における Ni

2 次世界大戦の始まる 1941 年にドイツへ 3 名の現場技術

および Fe の作用が再検討され，Al - Ni 系化合物に対して者を派遣し，大量生産技術の導入に努めた 18）。これらは，Al（Ni，Fe）系化合物は Cu を取り込み難いことから，Y高強度アルミニウム合金材料の製造の難しさを示し，合合金よりも Ni と Fe を複合添加される RR ，2618 合金の金開発とともに製造技術者の苦労によって，ようやく工Cu 添加量を抑えることができると理解されている 17）。

業化が図られたことが窺われる。

160
140
硬さ（VHN）

Al-8〜12%Cu 鋳物

Al-2.5%Cu-1.3%Mg+1%Ni, 1%Fe, 0.25%Si

120
100

Al-4％Cu-0.5%Mg
Duralumin
17S（2017）+0.25%Si

60

Al-4％Cu-1.5%Mg
Super-Duralumin
24S（2024）

0.01

0.1

1.0

10

Al-8％Zn-1.5%Mg-2%Cu
FSD
+Cr

100

Al-8.5％Zn-2%Mg-1%Cu-0.5%Si
SSD（古河）+ZrAl-5.6％Zn-2.5%Mg-1.6%Cu
75S（7075）+Cr+1%Ni, 1%Fe, 0.25%Si

140

図4

高強度および耐熱性アルミニウム合金組成の歴史的変遷
Fig.4 Historic changes in the chemical composition ofhigh-strength and heat-resistant aluminum alloys.

+0.25%Si

120
100

無添加

80
60
40
as Q

Al-2.3%Cu-1.6%Mg-1.3%Ni-1.4%Fe
RR59合金（2618）

Al-8％Zn-1.5%Mg
Sander合金

時効時間（日）Al-2.5%Cu-1.3%Mg

Al-4%Cu-1.5%Mg-2.0%Ni
Y合金（2218）

Al-20％Zn-2.5%Cu-0.5%Mg
E合金

室温時効

40
as Q

硬さ（VHN）

Al-4.4％Cu-0.5%Mg-0.8%Si
14S（2014）
Al-4％Cu-1.5%Mg-0.6%Si
DM31

無添加

80

160

焼入れ

Al-4%Cu

3.

190℃人工時効
0.01

0.1

1.0

10

100

時効時間（日）図3

Al-Cu-Mg 合金の時効硬化に及ぼす Si および（Ni ，Fe）
添加の影響
Fig.3 Effect of Si and（Ni ，Fe）addition on the age
hardening behavior of Al-Cu-Mg alloys.

現在の規格合金

第二次世界大戦後，アルミニウム産業および合金開発の中心は，欧州から米国に移る。日本のアルミニウム産
業は，敗戦により 1950 年中頃まで休眠状態となり，その後は，米国の影響を強く受けることになる。現在，広く用いられているアルミニウム合金の成分規格は，米国のアルコア規格名を 3 ，4 桁目の数字に反映させた 4 桁の AA 番号（Aluminum Association Number）
が用いら

2.3 量産化技術れている。表 5 に現在の AA 番号に登録された耐熱性おここまで，図 4 に示すような合金組成の変遷を概観しよび高強度 2000 系アルミニウム合金，ならびに表 6 に高た。合金組成が決まると材料開発が完了するものでもな

強度 7000 系アルミニウム合金を示す。既に述べてきたかった。特に強度の高いアルミニウム合金の場合，実験

ように，ジュラルミン，超ジュラルミンおよび超々ジュ

室レベルの少量試作から，工業レベルの大型化，大量生

ラルミンは，広義に取り扱うと多くの種類の合金の総称
11

Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金

ではあるが，歴史的には Duralumin（DM），24S（アルコ

は胴体部外板として多く用いられた。一方，7075 - T6 をア）および ESD（住友）をそれぞれの代表合金と考えられ代表とする 7000 系合金は，静的強度が高いことから，航ている。1954 年の AA による規格の統一において，ジュ

空機の主に主翼上面の外板やその補強材，垂直尾翼や水ラルミン，超ジュラルミンおよび超々ジュラルミンはア

平尾翼の外板および胴体の縦通材として多く使用されルコア社の 17S ，24S および 75S に当てはめられ，現在のる。

AA および JIS 規格における 2017 ，2024 および 7075 合金に相当する。また，戦前，代表的な耐熱性アルミニウム合金である Y 合金および RR 合金は AA および JIS 規格7075合金（1954米）
7075
合金
(1954
米)
Al-5.6%Zn-2.5%Mg-1.6%Cu
Al-5.6%Zn-2.5%Mg-1.6%Cu

靭性改善の 2218 と 2618 合金に引き継がれたものと考えて良い。
終戦により，航空機産業の中心は軍用から民間機へシ7048合金7048合金フトするなか，高強度アルミニウム合金および耐熱性ア7178合金（1954米）
AlAl-6.8%Zn-2.8%Mg-2.0%Cu+Zr

Fe, Si減

Cu減

7175合金（1957）
薄板

7475合金（1969）7079合金 7001合金

厚板

焼入れ性改善Cr減 7049合金（1968米）
Al-7.7％Zn-2.5%Mg-1.6%Cu

ルミニウム合金に対する航空機用材料としての期待は

高強度化

+Zr

7050合金（1971米）Cu増
Al-6.2％Zn-2.3%Mg-2.3%Cu

7X49合金高Zn/Mg合金
高Zn/Mg合金
Fe, Si減7055合金（1991米） +Zr+Ti, Zr
Al-8％Zn-2%Mg-2.3%Cu+Zr
7449合金（1994仏）
7040合金（1996仏）
Al-8.1％Zn-2.3%Mg-1.8%Cu
Al-6.2％Zn-2.1%Mg-1.9%Cu+Zr
7085合金（2002米）
部材全般+Zr
Al-7.5％Zn-1.5%Mg-1.7%Cu
7056合金（2004仏）

変わらなかった。そして，その期待に応えるように合金の開発は続き，表 5 ，表 6 および図 5 に示すような新たなAA 番号が登録されることになる。超ジュラルミンを代表とする 2000 系合金は，超々ジュラルミン（EDS）の発Al-9.1％Zn-1.9%Mg-1.6%Cu+Zr
7095合金（2005米）+Zr
強度部材 Al-9.2％Zn-1.7%Mg-2.4%Cu

明により，静的強度の首位の座を譲ることになった。しかし，2000 系合金は熱的安定性が良好なこととともに，比較的破壊や疲労特性に優れることから，7000 系合金と図 5 高強度 7000 系アルミニウム合金の組成の見直し
Fig.5 Reexamination of the chemical composition of highstrength 7000-series aluminum alloys.

は異なる部位に使われることを想定して，その後も開発が進められている。戦時中から特に 2024 - T3 は，繰り返し引張荷重のかかる主翼下面の外板やその補強材あるい

表5
耐熱性および高強度 2000 系アルミニウム合金の合金規格
Table 5 List of standard chemical compositions of heat-resistant and high-strength 2000-series aluminum alloys.
AA 合金

Cu
3.5
2218
～ 4.5
1.9
2618
～ 2.7
5.8
2219
～ 6.8
3.9
2014
～ 5.0
3.5
2017
～ 4.5
3.8
2024
～ 4.9
3.8
2124
～ 4.9
3.8
2224
～ 4.4
3.8
2324
～ 4.4
3.8
2424
～ 4.4
2524
4.0
（C188） ～ 4.5
3.7
2024A
～ 4.5
3.9
2027
～ 4.9
1.5
2013
～ 2.0

12

Mg
1.2
～ 1.8
1.3
～ 1.8

Si

Mn

－
～ 0.9

－
～ 0.200.10～ 0.25－－－－～ 0.02～ 0.200.20～ 0.40
0.40
～ 1.2
0.40
～ 1.0
0.30
～ 0.9
0.30
～ 0.9
0.30
～ 0.9
0.30
～ 0.9
0.30
～ 0.6
0.45
～ 0.7
0.15
～ 0.8
0.50
～ 1.2

0.20

～ 0.8

0.40

0.50

～ 1.2

0.20

～ 0.8

～ 0.8

1.2
～ 1.8
1.2
～ 1.8
1.2
～ 1.8
1.2
～ 1.8
1.2
～ 1.6
1.2
～ 1.6
1.2
～ 1.5
1.0
～ 1.5
0.8
～ 1.2

－
～ 0.50－～ 0.20－～ 0.12－～ 0.10－～ 0.10－～ 0.06－～ 0.15－～ 0.120.6～ 1.0

Furukawa-Sky Review No.6 2010

～ 0.25

Ni
1.7
～ 2.3
0.9
～ 1.2

Fe

V

Zr

Cr

Zn

Ti

Cu/Mg

－
～ 1.0

－
－

－
－

－
～ 0.10－～ 0.25

－
－

2.67

0.9
～ 1.3

－
－

－
－

－
－

－

－

0.10
～ 0.25－－～ 0.100.04～ 0.100.02～ 0.10～ 0.10～ 0.300.05～ 0.15

－
－

－
～ 0.7

－
－

－
－

－
～ 0.10－～ 0.25－～ 0.15

8.90

－
－

－
～ 0.7

－
－

－
－

－
～ 0.10－～ 0.25－～ 0.15

6.67

－
－

－

－
－

－
－

－

－

－

～ 0.10～ 0.25～ 0.15

－
－

－

－

－

～ 0.10～ 0.25～ 0.152.90～ 0.50
－

－

1.48

－
－

－

2.90

－
－

～ 0.30－－－－－～ 0.15－－－－－～ 0.10－～ 0.25－～ 0.15

2.73

－
－

－
～ 0.12－－－－－～ 0.10－～ 0.25－～ 0.15

2.73

－
－

－
～ 0.12

－
－

－
－

－
－

－
～ 0.20－～ 0.10

2.93

－
－

－
～ 0.12－－－－－～ 0.05－～ 0.15－～ 0.10

3.04

－
－

－
～ 0.20－－－－－～ 0.10－～ 0.25－～ 0.15

3.04

－
－

－
～ 0.15－－～ 0.150.05－～ 0.05－～ 0.20－～ 0.08

3.52

－
－

－
～ 0.4

－
－

－
－

～ 0.350.04－～ 0.25－～ 0.151.75（mass％）
AA 登録年
1954（米）（Y 合金）
1954（米）（RR 合金）1954（米）1954（米）（14S）
1954（米）（17S）
1954（米）（24S）
1970（米）1978（米）1978（米）1994（米）1995（米）1996（仏）
2001（仏）
2003（日）（住友）

高強度・耐熱性アルミニウム合金

表6
高強度 7000 系アルミニウム合金の合金規格
Table 6 List of standard chemical compositions of high-strength 7000-series aluminum alloys.
AA 合金
7075
7178
7049
7475
7050
7150
7055
7449
7040
7085
7056
7095

Zn
5.1
～ 6.1
6.3
～ 7.3
7.2
～ 8.2
5.2
～ 6.2
5.7
～ 6.7
5.9
～ 6.9
7.6
～ 8.4
7.5
～ 8.7
5.7
～ 6.7
7.0
～ 8.0
8.5
～ 9.7
8.6
～ 9.8

Mg
2.1
～ 2.9
2.4
～ 3.1
2.0
～ 2.9
1.9
～ 2.6
1.9
～ 2.6
2.0
～ 2.7
1.8
～ 2.3
1.8
～ 2.7
1.7
～ 2.4
1.2
～ 1.8
1.5
～ 2.3
1.4
～ 2.0

Cu
1.2
～ 2.0
1.6
～ 2.4
1.2
～ 1.9
1.2
～ 1.9
2.0
～ 2.6
1.9
～ 2.5
2
～ 2.6
1.4
～ 2.1
1.5
～ 2.3
1.3
～ 2.0
1.2
～ 1.9
2.0
～ 2.8

Cr
0.18
～ 0.28

Zr

Mn

Ti

Si

Fe

－
－

－

－

－

－

－

0.18
～ 0.28

0.10

－
－
－
－

～ 0.04～ 0.220.18～ 0.25－～ 0.04－～ 0.04－～ 0.04－－－～ 0.04－～ 0.04
－
－
－
－

0.08

～ 0.150.08～ 0.150.08～ 0.25Ti+Zr～ 0.250.05～ 0.120.08～ 0.150.05～ 0.150.08～ 0.15～ 0.30－～ 0.30－～ 0.20－～ 0.06－～ 0.10－～ 0.10－～ 0.05－～ 0.20－～ 0.04－～ 0.04－～ 0.20－～ 0.05～ 0.20－～ 0.20－～ 0.10－～ 0.06－～ 0.06－～ 0.06－～ 0.06Ti+Zr～ 0.25－～ 0.06－～ 0.06～ 0.06－～ 0.06～ 0.40－～ 0.40－～ 0.25－～ 0.10－～ 0.12－～ 0.12－～ 0.10－～ 0.12－～ 0.10－～ 0.06－～ 0.10－～ 0.10～ 0.50－～ 0.50－～ 0.35－～ 0.12－～ 0.15－～ 0.15－～ 0.15－～ 0.15－～ 0.13－～ 0.08－～ 0.12－～ 0.12

ミニウム合金および調質を示す。1950 年代までは，引き用化された。また，焼入れ感受性が問題となる 4 インチを超える厚板用として 7079 合金や 7001 合金がアルコアで開発されたが，ST 方向の耐 SCC 性不足が指摘されており，現在の AA 規格には見当たらない。2000 系合金とCu/Mg Cu+Mg

2.24

0.64

4.10

2.47

0.73

4.75

3.14

0.63

4.00

2.76

0.69

3.80

2.76

1.02

4.55

2.72

0.94

4.55

3.90

1.12

4.35

3.60

0.78

4.00

3.02

0.93

3.95

5.00

1.10

3.15

4.79

0.82

3.45

5.41

1.41

4.10

AA 登録年
1954（米）（75S）
1954（米）1968（米）1969（米）1971（米）1978（米）1991（米）1994（仏）
1996（仏）
2002（米）2004（仏）
2005（米）

試験温度に10000h保持
試験温度に 1000h保持

2024 - T6
耐力（kgf/mm2）

度の高い薄板では 7178 合金がボーイング B707 などに実

Zn/Mg

40

図 6 19）に航空機の開発年と採用された主な高強度アル
続き高比強度の向上に主眼を置いた開発が進み，静的強（mass％）

30
2618 - T61
207075 - T6
102219 - T6

1100-H18

しては，Cu 添加量の多い 2219 合金が 1954 年に登録されている。この合金は，溶接性を有する高強度合金であるが，図 7 20）に示すように 250～ 300℃の高温域における強

0

100

200

300

温度（℃）

度にも優れる耐熱性アルミニウム合金でもある。

図 7 各種アルミニウム合金の高温強度
Fig.7 High-temperature strength of various aluminum alloys.
700
7178- T651

耐力（MPa）

600
500

7075- T651

400

2024- T3

300
200

B29
2017- T47055-T7751
757- 767777
707 7150- T651
C-17
747
A 310
MD- 11 7150- T7751
L 10117075- T7651

DC-3
コメット号墜落J u n ke rs F - 13

F 111墜落100

01910 1920 1930 1940 1950 1960 1970 1980 1990 2000

航空機への採用年

図 6 開発された航空機に採用された高強度アルミニウム合金
Fig.6 High-strength aluminum alloys adopted in thedeveloped airplanes.

一方，1954 年に世界初のジェット旅客機のコメット号（英国）の度重なる空中分解事故が発生した。これは，高々度への昇降を繰り返すことによる胴体部の疲労破壊が原因であった。この事故を契機に，フェイルセーフの考え方が生まれ，十分な耐用時間を証明するための疲労試験の見直しがなされた。そして 1960 年代はじめの機体構
造強度規格に活かされることになる 21）。また，1969 年に初めて可変翼を採用した戦闘爆撃機 F - 111 の急降下爆撃
訓練中に主翼が外れ，墜落する事故が起こった。これは，破壊部位はアルミニウム材料ではなく，特別に開発された D6AC 鋼の製造中に生じたクラックの伸長による破壊である。この事故からは，製造段階も含めた損傷の存13

Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金

在を前提として安全を確保する損傷許容設計（damage

ジュラルミンは，熱分析における昇温途中の 250～ 275℃

tolerance design）が求められるようになり，優れた靭性付近で発熱反応が認められることから，Al - Cu 二元系状を持つ材料が必要になった 22）。そして靭性の向上を図

態図の低温域で確認されている金属間化合物θ（CuAl2）

るため，主に薄板用としてアルコアは不純物成分の Fe ，の微細分散による析出硬化の可能性が示唆された。しかSi の含有量を抑えた 7175 合金や 7475 合金を 1969 年に，し，室温時効硬化は，電気抵抗の増加が見られること，

2124 合金を 1970 年に開発した。一方，レイノルズでは，

X 線回折による母相の格子定数に変化が見られないこと

Cu 添加量を下げた 2048 合金を 1972 年に開発した。また，から，150～ 250℃における高温時効硬化とは異なり，固焼入れ感受性が問題となる厚板用として，Cr 添加量を抑

溶量が減るような析出をともなった現象ではなく，過飽えた 7049 合金，Cr 添加から Zr 添加に替えた 7050 合金が和固溶体内部の特別な構造変化と理解されるようになっ開発されている。過時効処理による強度の低下を 7049

た。X 線回折を用いた検討により，1935 年に，Al - Cu 合合金では Zn/Mg 比を，また 7050 合金では Cu/Mg 比を上

金の高温時効硬化では，安定相とは異なる X 線回折斑点げることで補っている。1973 年に後述する 3 段時効処理を持つ中間相の析出に起因していることが分かった。室

の RRA（retrogression and reaging）23）が M. B. Cina に

温時効硬化の因子の解明は，Al - Cu 合金の単結晶を用いよって提案されたことから，さらに高 Zn/Mg 比の合金

た X 線の小角散乱によって 1938 年にようやく解明されの強度と耐 SCC 性を高い水準で確保できるようになり，た。フランスの A. Guinier と英国の G. D. Preston がそ

7055 - T77 がボーイング B777 の胴体ストリンガおよび主

れぞれ別々に，ラウエ斑点に見られる線状模様から母翼上面外板に採用された。

相の｛001｝面上に集積した置換型溶質原子があると理解

一方，欧州のエアバス社と組んだアルキャン（旧ペシ

し，同時に Nature へ論文 26）を投稿した。X 線回折にてネー）
は，図 8 24）に示すように 7040 合金からさらに高 Zn

捕らえることができた一原子層に生じた溶質原子の濃比側の 7449 合金，7056 合金を最新鋭の A380 の主翼上面化も，当初，析出の前駆段階の集合体を表すクラスターの構造材として，主翼下面に Fe ，Si の含有量を抑え，Zr（cluster）などの言葉で括られていたが，発明者の名に因

添加にて結晶粒を微細化した 2027 合金を配し，フランス

んで翌年には Guinier - Preston zone として区別されるよ発の合金で米国のボーイング社に対抗している。また，

うになり，今日では G.P. ゾーンと簡略化されて呼ばれて後述する Al - Li 合金（2050 ，2196）
も，ここでは一部採用いる。また，室温よりも少し高い温度（100～ 150℃）で長されるようになった。

時間保持すると，2 つの硬さのピークが現れる二段硬化（double ageing peeks）が見られること，室温時効硬化させた後，200℃程度の高温域で短時間加熱すると焼入れ時に近い状態に戻る復元（reversion）が確認されたことから，室温付近の低温域の現象と高温域の現象は，単に連続した現象ではなく，区別すべき現象と理解された。
また当時は，非整合界面を持つ中間相や安定相とは異なり，図 9 27）に示すように G.P. ゾーンは Cu 原子が一部 Al原子と置換した母相と同じ結晶構造なので，規則性を持った固溶体であって析出物ではないとの議論がなされた。透過電子顕微鏡は 1931 年にはドイツで発明されて

図 8 エアバス A380 に採用された高強度アルミニウム合金
Fig.8 High-strength aluminum alloys adopted in the Airbus
A380.

いたが，本格的にアルミニウム合金の観察に用いられたのは，米国の R. B. Nicholson らが 1950 年後半から 1960
年前半にかけて行った一連の研究と思われる。ここでは，G.P. ゾーンの周囲にある格子のひずみ場を観察している

4.

時効現象の金属学的研究の歴史ものであるが，形が確認されるようになって，現在ではG.P. ゾーンも析出現象として取り扱われることが多い。

これまで記述してきたいずれの高強度アルミニウム

いずれにしても，時効硬化を得るためには，まず共晶合金および耐熱性アルミニウム合金においても，1906 年

温度直下の最大固溶限の高温域に加熱，保持する溶体化に Wilm によって発見された時効硬化現象を基礎として処理と，そこでの固溶状態を極力維持したまま室温近傍いる。そこで，時効現象に関する研究の歴史について触まで急冷する焼き入れ処理とによって，室温域で本来金れることにする。時効硬化現象を状態図から始めて考察

属間化合物を形成すべき溶質元素を過飽和に固溶させる

したのは，1919 年の米国の Merica 25）である。焼入れた必要がある。この過飽和固溶体は，過飽和度が高い低温

14

Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金

域で時間をかけて析出させると，強度上昇に寄与する微細で高密度の析出組織を得ることができる。安定な金属
出物の種類は，その合金系によって異なる。そこで，ここで取り上げた高強度アルミニウム合金に関連した基本的な合金系について順次，次に述べることにする。

温度（℃）

間化合物およびその前段階として形成される準安定な析

650
600
550
500
450
400
350
300
250
200
150
100
50

0

1

2

Cu（mass, %）
3
4
5

6

5.7％

α

0

0.5

7

548℃

α+θ

1.0

1.5

2

2.5

3

Cu（at, %）［001］○：Al atom,●：Cu atom［010］

図 9 Al-Cu 合金の G.P. ゾーンの原子配置の模式図
Fig.9 Schematic atom placement of a G.P. zone in
Al-Cu alloy.

図 10 Al-Cu 系合金の状態図の一部
Fig.10 Aluminum corner of the aluminum-copper diagram.

別している。室温よりも高い温度にて保持することで，ここでは安定相θの前段階として，母相の｛100｝面に対して整合界面を持つ中間相θ’が生じる。図 11 に中間
相θ’の原子配列を示す。CaF2 型構造を有し，その格子定数 c は 0.58 nm であるが，格子定数 a は母相とほぼ同じ

4.1 Al - Cu 系合金

0.404 nm で，板状析出物の板面が {100 } 面に位置する 30）。

時効硬化現象が始めて見出されたジュラルミンの析出

さらに高温あるいは長時間人工時効処理を施すと，格子挙動を理解するため，単純な Al - Cu 二元系合金を用いて

定数 a=0.607 nm ，c=0.487 nm の正方晶系で，α 相に対す多くの研究が進められた。準安定相の溶解曲線を併記しる整合性が失われた安定相θが主に中間相θ’上に不均た状態図を図 10 28）に示す。共晶温度（548℃）
では最大 5.7

一核生成する 31）。また，水焼き入れ後の時効では，ヘリ

mass% までの Cu が固溶状態となり，α単相となること

カル転位とともに過剰空孔の 2 次元集合体である積層欠が分かる。低温域では急激にその固溶限が狭まり，α陥の一種の転位ループが形成される。中間相θ’は，こ＋θ（CuAl2）の 2 相を形成する。高温域において固溶しの転位ループ上にも不均一核生成することが確認されてた Cu は水冷などの焼入れにより，冷却途中でほとんどいる。時効温度に直接焼き入れると，転位ループが生じ析出することなく，その過飽和固溶体が形成される。過ないため，中間相θ’は G.P（Ⅱ）ゾーンに析出する。一飽和固溶体は，最終的に低温域で安定なθ相との 2 相に般的に G.P.（Ⅱ）ゾーンは，G.P. ゾーンから連続変化によ分かれるが，この過程で下記のような中間相が生じるこり生じるが，例外的に転位ループ上に不均一核生成したとが知られている。

G.P.（Ⅱ）ゾーンの例が報告されている。

過飽和固溶体 → G.P. ゾーン → G.P.（Ⅱ）ゾーン（θ”）→ θ’相 → θ相
時効現象は，このような過程のなかで時間とともに変化する物理的または機械的特性の変化と理解することができる。Cu の原子半径は Al の原子半径に対して 11.8%
も小 さいことから， 図 9 に示 すような板 状 の G.P. ゾ ーンを形成すると考えられている 29）。周囲の母相に大きな格子ひずみが生じるため，室温時効により得られる 5
nm 程度の大きさでも，母相の回折斑点にストリークが

（a）

（b）

（c）

図 11 Al-Cu 合金における
（a）
：母相，
（c）
：中間相 θ’，（b）：母相と中間相との関係
Fig.11 An atom arrangement of metastability phase θ’
inaluminum-copper series alloy.

生じ，
透過型電子顕微鏡での観察も可能となる。G.P. ゾー
ンは，時効温度を上げる，あるいは時効時間を長くする

図 12 に各温度における Al - 4%Cu 二元合金の等温時とその直径を増す。さらに時効時間を長く，あるいは時効曲線 32）を示す。最大硬さに達する時間は低温程長く

効温度が若干高くすると G.P. ゾーンは，母相の {100 } 面なるが，硬さは増加する傾向にある。時効処理温度が上の 1 層の Cu の配列が，2 層あるいは多層の Cu 集積面

100℃の場合でも，最高硬さを得るためには 500 日間もかを有する構造に成長する。積層方向の規則的配列が確認かることから，Mg 添加によっていかにジュラルミンのされる段階から G.P.（Ⅱ）ゾーン（あるいは θ”）として区室温時効が促進されたかが窺える。また，G.P. ゾーンが生成可能な低温域では，既述のように 2 段硬化現象が認
15

Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金められる。一段目のピークは G.P. ゾーンの生成によるも

G.P.B. ゾーンは，母相の＜ 100 ＞方向に伸びた針状とのであり，2 段目のピークは G.P.（ Ⅱ）ゾーン（θ”）またされている 28）。図 14 に 200℃の人工時効初期の超ジュはθ’の析出に対応する。

ラルミンの析出組織 34）を示す。短時間の時効処理によ
500d

120

100℃

100

19hr

80
60

硬さ（HR ）

また，時効を進めると G.P.B. ゾーンと比較すると粗大で

10d

130℃

100

3d

12hr

80

疎らな析出相が生じることが分かる。これは，安定相 Sの前段階として現れる中間相 S’で，母相の {210 } 面上で

14d

60

148℃
6.2hr 12hr

100

＜ 001 ＞方向に伸びたラス状の半整合界面を持つ化合物

8060とされ，格子定数 a=0.40 nm ，b=0.92 nm ，c=0.71 nm の

190℃

100

斜方晶である 35）。安定相 S は，中間相 S’とほぼ同じ格子

35 min 1hr

80
60
0.001

0.1

0.01

り，明視野像では確認が難しい G.P.B. ゾーンの形成を電子線回折像の筋状の回折斑点で確認することができる。

16d

1

10

時効時間（d）

1001000

定数を持つ斜方晶と報告されている 36）。G.P.B. ゾーンは，室温における生成速度が高く，室温時効においても十分図 12 Al-4%Cu 合金の時効硬化挙動
Fig.12 Age hardening behavior of Al-4%Cu alloy.

に硬化を確認できる。高温時効にて生成する中間相 S’
は，常に転位ループなどから不均一析出により生じ，θ’のような G.P. ゾーンからの生成は観察されない。このこ

4.2 Al - Cu - Mg 系合金とは，本系合金に対して 2 段時効処理が選択されないこ

図 13 に Al - Cu - Mg 系状態図 33）を示す。Al - Cu 合金にとと関連するものと思われる。一方，安定相 S は，中間

Mg を添加することによって S 相（CuMgAl2）が生じる。

相 S’から連続的に生じる。

この状態図から判断するとジュラルミンも，超ジュラル
ミンも，ともに室温および人工時効温度域ではα - θ - S
相の 3 相域に位置することになる。しかし，0.5%Mg 添

10min

8h

24h

加のジュラルミンではθ相の割合が高いことから，一般に Al - Cu 系合金として，また，1.5%Mg 添加の超ジュラルミンでは，θ相の生成が少ないことから S 相のみが生成する三元合金系として扱われることが多い。
ジュラルミンで見られる安定相θも Al - Cu 二元系合金の場合と同様な中間過程をとるものと想定されるが，微量の Mg 添加においても室温時効の著しい促進が認められることから，析出の前駆段階のクラスターが Mg を含む特殊なものか，次に示す 3 元系安定相 S の中間過程にみられる G.P.B.（Guinier - Preston - Bagaryatsky）ゾー

50 nm

図 14 A l-Cu-Mg 合金の 200℃で各時間高温時効した時の析
出組織
Fig.14 Precipitates of Al-Cu-Mg alloy artificially aged at
200℃ for each of the time.

ンの形成が窺われる。
過飽和固溶体 → G.P.B. ゾーン → S’相 → S 相

図 15 37）に 2024 合金の溶体化処理後および室温時効後の引張特性，ならびに高温時効時の引張特性の変化を示す。T4 調質に相当する室温時効では，G.P.B. ゾーンの

Al+CuAl2

時効処理の初期に一旦強度が低下することから，微細な

it
m

at

4

ものと考えられる。一方，室温時効が進んだ場合，人工

im

60

0°
K

析出組織観察の結果から，G.P.B. ゾーンの寄与が大きい

Al+CuMgAl

yl

0°
5° K
K

時効処理におけるピーク強度においても，図 14 などの

ilit

5
77 75

2

Al

lub

°K

72

Wt.%
Cu

So

4

形成による強度増加と考えられる。また，190℃の人工

Quasibinary
line

800°
K

el

tin

8

gp

Al+CuMg4Al6

oint

Wt.%Mg（b）

12

Al+Mg5Al8

16
ジュラルミン（2017 合金）
超ジュラルミン（2024 合金）

図 13 Al-Cu-Mg 系合金の状態図の一部
Fig.13 Aluminum corner of the aluminum-coppermagnesium diagram at various temperatures.

16

Furukawa-Sky Review No.6 2010

G.P.B. ゾーンの復元と，その後残存した G.P.B. ゾーンの成長や新たに中間相 S’の析出が生じるものと思われる。
一般に 2024 合金では，平坦度矯正と耐力値の向上のため，焼入れ後に冷間加工を施す T3 調質も多く適用される。さらに，人工時効と組み合わされた T8 調質では，冷間加工を施さない T6 調質よりも強度が高くなる。T8 調高強度・耐熱性アルミニウム合金

質にともなう強度増加は，高温時効硬化に寄与する中間構造（a=1.45 nm）とする報告と六方構造（a=1.388 nm ，

相 S’が，G.P.B. ゾーンとの関係が薄く，転位ループや転c=2.752 nm）とする報告とがある。

位線上に不均一析出し易いことと関連しているものと思われる。

Mg5 Al8

引張強さ

X X

X

X

Mg2 Zn11
Znss

Al ss
Al

20

40

Wt.%Zn

60

80

Al Zn

Zn

（1）Phase distribution just below the freezing point

190℃
X
X

X

X X

XX

Mg3 Zn3 Al3Mg Zn2

20

X

250
耐力 X

Mg5 Al8

X

210℃
T4→190℃

200

XX

X

300
強度（MPa）

190℃
X XX
X
X

210℃

T4→190℃

Mg Zn2

ne

ry li

ina

asib

Qu

Wt
.%
Mg

350

Wt
.%
Mg

20

450
400

Mg3 Zn3 Al3XAl

Mg2 Zn11
Znss

Al ss
20

40

Wt.%Zn6080Zn（2）Phase distribution at 500°
K

150

50

X

X

X X X X XX

XX

T4→190℃ X

伸び

190℃
XX

210℃

0

as Q.

1
2
5
時効時間（h）

10

20

20
10
0

伸び（％）

100

図 16 Al-Zn-Mg 系合金の状態図の一部
Fig.16 Aluminum corner of the aluminum-zincmagnesium diagram at various temperatures.

図 15 2
 024 合金の T4 調質ならびに高温時効挙動
Fig.15 T4 temper and high-temperature age hardening
behavior of 2024 aluminum alloy.

安 定 相 η は， 六 方 Laves 相（a=0.516～ 0.522 nm ，
c=0.849～ 0.856 nm）とされ，T 相 は立 方 晶（a=1.429～
1.471 nm）と報告されている 33）。
G.P. ゾ ー ン が生 成 する低 温 域 では， 中 間 相 η’はG.P. ゾーンから核生成し，安定相ηはその中間相 η’から不均一析出する。一方，G.P. ゾーンが溶解する高温域
では，溶質と過剰空孔との集合体（S+V）クラスターに中4.3 Al - Zn - Mg 系合金

間相 X を介して，安定相ηが不均一析出すると考えると

図 16 33）に超 々 ジ ュ ラ ル ミ ン の基 本 合 金 系 である

合理的とされている 40）。

Al - Zn - Mg 系 の等 温 断 面 状 態 図 を示 す。 実 用 合 金 の超々ジュラルミンのような実用 7000 系合金の多く

基 本 組 成 は，α 相 とη 相（MgZn2）の 2 相 あるいは T 相

は，Cu が添加されている。少量の Cu は，前記 3 元系合（Mg3Zn3Al2）を加 えた 3 相 域 に入 ることが分 かる。 こ

金のη相や T 相中に全率固溶し，その結晶構造は変え

こでの析出の過程は以下のように進むと考えられていないが，時効硬化性を増し，過時効を遅滞させるとともる 38）。

に，耐食性や応力腐食割れに影響すると考えられている。

過飽和固溶体 → G.P. ゾーン（or X 相）→ η’相 → η
相（T 相）

図 17 41）に Al - Zn - Mg - Cu 系合金の 460℃等温状態図を示す。さらに Cu 添加量を増すと Al - Cu - Mg 合金に生じる

Zn と Mg の組成比，あるいはその他添加元素の有無のS 相（CuMgAl2）が生じる。溶体化処理温度域において，影響かは分からないが，本系合金の相の構造に関して異S 相が残存しない合金組成に納めることが，靭性低下をなる報告が見られる。本系合金の G.P. ゾーンは，Al - Zn

防ぐことになる。

二元系合金と同様に｛100｝面に平行に Zn 濃度の高い面

Al - Zn - Mg 合金では，Al - Cu - Mg 合金の中間相 S’と異と低い面の積層との報告と，Mg 濃度の高い面も積層さなり，中間相η’は G.P. ゾーンから不均一析出をするこれるとする報告が見られる 39）。中間相η’は母相の {111}とから，G.P. ゾーンが復元しない温度域のなるべく高め

面に平行に生じる六方晶構造の板状相とされ，母相とのの時効温度で，長時間保持することが最も高い強度が得

方位関係は下記のようになる。

られると考えられている。ちなみに 7075 - T6 の標準的な（0001）η’∥（111）Al時効処理条件は，115～ 125℃で 1 段ないし 2 段の時効処[1010]η’∥ [110]Al

格子定数 a=0.496 nm とされるが，もう 1 つの格子定数理を 24 時間以上施すとされており，G.P. ゾーンと η’相c については 0.868 ，1.403 ，0.554 nm などの報告がある。

の混在した金属組織が得られているものと考えられる。

T 相 の中 間 相 として確 認 された T’相 は， 体 心 立 方
17Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金
Cu

8

2

7

3

uA
l2

Zn
（
wt
%）

Al+
C

Al+Mg2Zn11

し，民間機や戦闘機への適用を積極的に試みた。しかし，異方性やコストメリットなどの問題から一次構造材と3

Al+CuMgAl27055

ン，ペシネー各社が 2090 ，2091 ，8090 ，8091 などを開発

t%

4

2

7075

0

してではなく，低密度，高剛性を活かした音響吸収材と

1

9
Zn

代の Al - Li 合金として，1980 年代にアルコア，アルキャ

,w

5

5

7095

8

低いことから実用化がなかなか進まなかった。第二世

Cu

7

優れる。溶解鋳造の難しさと切欠感受性が高く，靭性が

591
550
530
383

6

4

6

度の低下と弾性率の向上が図れることから特に比剛性にMelting
Point ℃

Phase
CuAl2
CuMgAl2
Mg3Zn3Al2
Mg2Zn11

9

1

1

2

3

4

5

6

Mg（wt%）

Zn/Mg ratio=3.8

2.3

7

8

して 8090 - T3 がボーイング B777 に少量採用されるに留

Mg
10

9

まった 43）。国内においても軽圧各社が参画した㈱アリAl+Mg3Zn3Al2

シウムを 1989 年に立ち上げ，2090 ，8090 などの Al - Li 合1.5

金の板材の供給体制を確立したが，大幅な適用には至ら

図 17 90%Al-Zn-Mg-Cu 系合金の 460℃等温状態図
Fig.17 Phase diagram at 460℃ of 90% Al-Zn-Mg-Cu
series alloy.

ず，最終的に解散した 42）。そして 2000 年代では，Li 添加
量を抑えて第二世代の弱点の克服を目指した第三世代のAl - Li 合金の開発が進められている。図 8 に示すように，

5.

エアバス社の A380 航空機では，主翼下面構造材に 2050 -その他の高強度材料

T84 を，および押出材として開発された 2196 - T8 を床面

上記のジュラルミン系統の開発とは異なる Al - Li 合金の梁として適用する。さらに，複合材の主翼を持つ次期と粉末合金の高強度アルミニウム合金の開発について

旅客機 A350 では，機体構造材の 20% を超える Al - Li 合

若干触れておく。アルミニウムよりも軽いリチウムは，

金を主に胴体部に使用する計画が進んでいる 44）。

1% 添加すると比重が約 3% 低下し，ヤング率が約 6% 増

一方，粉末合金の原料は，溶湯をジェット（Ar ，N2 な

加することから，比剛性が約 9% 向上する。また，アルどのガス，または水などの液体）と衝突させることで，凝ミニウムに対する固溶限が比較的大きいことから，低固速度が 106℃/sec に達する急冷で凝固させた粉末で，密度，高剛性を特長とする高強度アルミニウム合金の主過飽和固溶体および微細晶出物を有する。これらの粉末

要 添 加 元 素 としてとして期 待 されている。 表 7 に主 なを固めて造る粉末冶金法（P/M）は，通常の溶解・鋳造（I/Al - Li 合金の代表組成を示す。Al - Li 合金に関する研究

M）では巨大晶出物となる高濃度組成の合金の製造の可の歴史は古く，ドイツでは 1920 年代に Li 添加の試みが能にする。そのため，高強度，高耐熱性および高耐 SCC

なされている。実用化に向けた取り組みは，現在，第三性が得られるとされている。アルコアの AL - Zn - Mg 系

世代の Al - Li 合金開発に入っている。1950 年代から始の X7090 ，X7091 合金では，鋳造型合金（I/M）では添加

まった第一世代では，高い比強度を求めて超ジュラルミが困難な Co を用いて結晶粒を制御している 45）。これら

ンや超々ジュラルミンの強度を目標として，アルコアがは既に押出材あるいは鍛造材として一部使われている

2020 合金を開発し，実際に上下主翼外板（RA - 5C 機）にが，製造コストが高いことや大型部品への対応が困難な適用された 42）。Li を約 2～ 2.5% 程度含むことにより，密ため，適用は限定的である。

表7
高強度 Al-Li 系合金の成分規格の一覧
Table 7 List of standard chemical compositions of high-strength Al-Li series alloys.

（mass％）

AA 合金

Cu

Mg

Li

Ag

Zr

Si

Fe

Mn

Cr

Zn

Ti

V

AA 登録年

2090

～ 3.0

2.4

－
～ 0.25

～ 2.6

1.9

－
－

～ 0.150.08－～ 0.10－～ 0.12－～ 0.05－～ 0.05－～ 0.10－～ 0.15－－

1984（米）

8090

～ 1.6

2.2

－
－

～ 0.160.04－～ 0.20－～ 0.30－～ 0.10－～ 0.10－～ 0.25－～ 0.10－－1984（欧）

2091

～ 2.5

0.04

－
～ 0.20－～ 0.30－～ 0.10－～ 0.10－～ 0.25－～ 0.15－－1985（仏）

8091

～ 2.2

0.08

－
～ 0.30－～ 0.50－～ 0.10－～ 0.10－～ 0.25－～ 0.10－－1985（英）

2196

～ 3.3

0.04

－
～ 0.12－～ 0.15－～ 0.35－－－～ 0.35－～ 0.10－－2000（米）

2098

～ 3.8

0.04

－
～ 0.12－～ 0.15－～ 0.35－－－～ 0.35－～ 0.10－－2000（米）

2050

～ 3.9

0.06

－
～ 0.08－～ 0.10～ 0.500.20－～ 0.05－～ 0.25－～ 0.10－～ 0.052004（米）

18

1.0
1.8
1.6
2.5
3.2
3.2

0.6

～ 1.3

1.1

～ 1.9

0.5

～ 1.2

0.25

～ 0.8

0.25

～ 0.8

0.20

～ 0.6

～ 2.7

1.0

0.25

～ 1.6

～ 0.6

～ 0.162.4－－～ 0.16

～ 2.8

1.4

～ 2.1

0.8

～ 1.3

0.7

～ 1.3

Furukawa-Sky Review No.6 2010

0.25

～ 0.6

0.25

～ 0.6

0.20

～ 0.7

～ 0.18～ 0.18～ 0.14

高強度・耐熱性アルミニウム合金

6.

高強度アルミニウム合金の課題と対策とされている。一方，アルコアは 1960 年に，若干強度を犠
牲にはなるが，過時効処理（T7）によって耐 SCC 性を著し

高強度アルミニウム合金では，その性格上，荷重を支く向上させた。図 19 47）に T6 調質の 7000 系合金の SCC 感える構造用部材として使われることが多く，その寿命の受性に及ぼす過時効処理時間の影響を示す。ピーク強度で予測と検査による破壊の予防が可能であることが求めらは高い SCC 感受性も，過時効処理によって若干強度低下しれる。損傷許容設計を可能とするために，多様な環境中

た T76 調質や，さらに強度を犠牲にした T73 調質と，過時で，定応力および繰り返し応力を負荷する試験における効が進むと大きく改善されることが分かる。図 20 48）に粒亀裂生成とその亀裂の進展速度につい検討が進められ

界部および近傍の透過型電子顕微鏡写真を示す。粒内のた。ここでは亀裂進展速度の速い応力腐食割れと材料の微細析出物が材料強度に，粒界上に粗大析出物が耐 SCC 性

破壊靭性について解説する。

に，それぞれ関連する。図 21 49）に結晶粒界上析出物サイ

6.1 応力腐食割れ

ズと SCC 寿命との関係を示す。粒内の析出物が G.P. ゾー

既に述べたが，著しく強度の高いアルミニウム合金でン，η’のいずれの析出物が支配的となる時効条件においては，時期割れ（置き割れ）と呼ばれる放置するだけで割れも，SCC 寿命は粒界上の析出物のサイズで整理できる。しが生じる現象が知られている。図 18 に一例として応力たがって，結晶粒内の微細析出物の粗大化による強度低下

腐食割れの破面を示す。応力腐食割れは，一般に脆性的を最小限に抑えつつ，粒界における析出物の粗大化を図る

な粒界破壊であることから構造部材としては致命的と考ことが，高強度アルミニウム合金における耐 SCC 向上にえられていた 4）。静的な引張応力とその割れを助長する

とって肝要と考えられている。さらに，1974 年には，図 22

腐食環境との組み合わせによってもたらされる時間依に示すような中間に復元処理が入る 3 段時効処理の新しい存破壊である 46）。応力腐食割れには多くの関連因子が熱処理方法 RRA（retrogression and reaging）
が発明 23）さあるが，孔食を生じさせる塩化物イオンが存在するようれ，T77 調質として確立した。T77 調質では，T6 相当の 1

な厳しい条件に置かれても割れない材料を耐 SCC 性が段目の時効処理により生じた結晶粒内の微細な G.P. ゾーン

高い，あるいは SCC 感受性が低いと評価される。強度にあるいは中間相η’を，200℃を超える分単位の短時間加熱寄与する Zn ，Mg ，Cu ，Li の添加量を増すと SCC 感受性

で一旦復元し，3 段目の再時効処理にて再度，結晶粒内にが高まることから，一般に強度が高い合金ほど問題とな

高密微細に再生されることより T6 同等の強度を確保しなる 46）。溶体化処理後，急冷する焼入れにおいて，素材形

がら，時効の進行の速い粒界部では T73 同等の過時効状態

状にもよるが，一般的な冷却速度の遅い材料内部に引張とし，高い耐 SCC 性を得るものである 50）。図 23 に耐 SCCの残留応力が生じる。また大きな材料の場合，単に自重性を向上するための材料の金属組織と，その金属組織を得によっても引張応力が発生する。材料が置かれた環境にるための製造条件 51）を列挙した。

もよるが，SCC 感受性の高い合金の場合，このような残留応力や自重による引張応力でも割れが生じる。

T651↓

このような Al - Zn - Mg 合金の SCC に対して，Cr を添加

T7651 T7351↓↓

700

することにより改善し，超々ジュラルミンの開発に至った

耐力

7178

600

7075

耐力（MPa）

500

200 μm

400
300
200

ST方向平滑試験片のSCC許容応力値

100
0 As

1

10

100

160℃過時効時間（h）
10 μm

図 18 Al-Zn-Mg-Cu 合金の応力腐食割れ破面（RH90% 、SSRT）
Fig.18 Fracture surface of stress corrosion cracking in
Al-Zn-Mg-Cu alloy.

図 19 7 000 系アルミニウム合金の耐力と耐 SCC 性に及ぼす 160℃過時効条件の影響
Fig.19 Effect of over-aging time at 160℃ on the yieldstrength and smooth-specimen SCC threshold of7075-T651 and 7178-T651.
19

Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金

材料（組織）因子

製造（組成）因子

晶出物の微細均一化●●（Zn+Mn)量の減少

非再結晶組織化●● Mn,Cr,Zrなどの添加●● Cu,Agなどの添加● 鋳塊健全化（結晶粒微細均一化、粗大晶出物防止、介在物減少）

粒内析出物の粗大均一化 ●
粒界析出物の粗大化
無析出帯の拡大
粒界優先腐食の抑制

0.2 μm●●● 高・低温均質化の回避●● 低温・低速押出●● 徐冷焼入れ
● 過時効処理

図 20 A l-Zn-Mg-Cu 合金の粒内および粒界析出物
Fig.20 Precipitates around the grain boundary of T7
treated Al-Zn-Mg-Cu alloy.

破断せず

図 23 高強度アルミニウム合金の耐 SCC 性向上のための因子
Fig.22 Factors for improvement of the SCC of highstrength aluminum alloys.

これらの SCC 対策法の開発とともに，SCC 自体につい103ての研究も勢力的に進められた。負荷される高い引張応力とともに，評価材を腐食環境下に置くと著しく SCC が促進することから，1980 年代までは，粒界腐食性を有す

SCC寿命（ｈ）

負荷応力 20kgf/mm2

る材料の単なるアノード溶解 52）が主因と考えられてい102た 50）。しかし，SCC 感受性が高い合金では，湿度 30% 少量の水蒸気を含む大気中でも割れが生じること 53），腐食

粒内：G.P.ゾーン
粒内：η

部から離れた切欠部において SCC が生じること 54）などから，現在では，結晶粒界部における水素脆化現象の一10種と考えられている 50）。腐食あるいは，水蒸気による酸化で生じる水素が，応力集中部の引張応力部に集積することで亀裂発生および進展を促進するのであろうことは

1
0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

粒界上析出物のサイズ（ µm）

共通の認識となっているが，脆化のメカニズムについては諸説ある 50）。ESD における Cr 添加の役割，過時効処理（T7）や RRA 処理による耐 SCC 性の改善のメカニズム

図 21 粒 界上析出物のサイズと SCC 寿命との関係（Al-4.3%Zn-1.7%Mg 合金）
Fig.21 Relationship between the size of precipitates ingrain boundary and the SCC life of Al-4.3%Zn1.7%Mg alloy.

についても，アノード溶解説を基礎として，粒界腐食に影響する粒界析出物や粒界近傍の溶質原子の欠乏層などの要因について議論されており，水素の供給という観点では正しいが，亀裂進展速度に及ぼす水素の影響との観点からは見直しが必要と思われる。
6.2 破壊靭性
損傷許容設計では，内部欠陥や損傷を受けた場合にも，

2nd step

171-260℃

求されている。そのため，材料には高い破壊靭性値およ1st step

80-163℃

R.T.

急激な破壊に至らないように余裕を持たせた設計が要
3rd step

び遅い亀裂進展速度が求められる。図 24 に破壊靭性を
-T77

-W

-T6
Time

向上するための材料の金属組織と，その金属組織を得るための製造条件を列挙した 51）。まず，図 25 に 2000 系および 7000 系合金の破壊靭性値 KIc に及ぼす Fe+Si 含有量の影響を示す 55）。一般に強度の増加とともに破壊靭

図 22 R RA 処理の模式図
Fig.22 Schematic model of RRA treatment.

性値が低下する傾向にある。一方，Fe+Si 含有量を抑えることにより，強度低下を伴うことなく高靭性化が図れることが分かる。Fe や Si を含む不溶性化合物が破壊時に亀裂の進展の優先経路となるためと考えられている。
従来の 2024 合金や 7075 合金に対して，主に靭性の改良

20

Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金合金である 2124～ 2524 合金や 7175～ 7475 合金の開発に50対応する。不可避不純物である Fe ，Si の含有量を抑え40た。靭性を下げる Cu 添加量を抑えた 2048 合金における強度低下を TMT にて補う方法である。既述したように，
2000 系合金に施される最終加工熱処理法（Final - TMT）
は，溶体化処理，焼入れ後，冷間加工によって転位を導

30

20

20

30

特に靭性を向上させる目的では，最終時効処理として自然時効あるいは低温時効を行い，耐 SCC 性向上が主目的の場合には，比較的高い温度の時効処理が選択される。

20

40
50
耐力（kg/mm2）○Al-Zn-Mg-Cu 合金, Fe+Si≦0.30%●Al-Zn-Mg-Cu 合金, Fe+Si≧0.60%

10

0
20

60

30
40
50
耐力（kg/mm2）

2000系合金入することによって，その後の時効処理における析出
相の高密微細化および PFZ 幅の減少が確認されている。

30○Al-Cu-Mg 合金, Fe+Si≦0.50%●Al-Cu-Mg 合金, Fe+Si≧1.0%

10

0

（b）

40
KIC（MN, m−4）

熱処理（TMT：thermomechanical treatment）
を考案しKIC（MN, m−4）

るためには，価格の高い高純度地金を必要とする。この問題を回避するため，1972 年にレイノルズ社では，加工

50

（a）

60

7000系合金

図 25 高強度アルミニウム合金の破壊靱性に及ぼす不純物元素（Fe, Si）の影響
Fig.25 Effect of impurities on the fracture toughness ofhigh-strength aluminum alloys.

また， 図 26 には破 壊 靭 性 値 に及 ぼす結 晶 組 織 の影響 56）を示す。高強度アルミニウム合金では粒界破壊が180
平面ひずみ破壊靱性Kc（MN・m−3/2）

支配的であることから，粗大等軸の再結晶組織では靭性値が最も低くなる。逆に，圧延方向に繊維状に引き延ばされた加工組織では高い靭性値が得られることが分かる。Cr や Zr は不溶性化合物を形成するが，結晶粒界の移動を阻止することによって，再結晶組織の微細化あるは加工組織を維持する 57）ため，破壊靭性ならびに耐 SCCの改善に大きく寄与しているものと思われる。
一方，7000 系合金では，温間圧延と再結晶処理を組み合わせた中間加工熱処理（intermediate - TMT）が施される。
特に厚板材では，特に板厚方向（ST 方向）の靭性が低いこ

160
140

織
状組
維
繊

120

細

微
織

100

再
80

製造（組成）因子

再結

晶組
織（
中）

等軸

晶晶
組織
（大

60

）

2.5

組織の異方性の低減や結晶粒の微細化が図られている。

材料（組織）因子

組
晶

結

40
0.0

とから，I - TMT により再結晶を促進させることにより，

長

細
、

5.0

板厚（mm）

図 26 破壊靱性に及ぼす結晶粒組織の影響
Fig.26 Effect of grain structure on the fracture
toughness of high-strength aluminum alloys.

● Fe, Si減少 (2324、7475）
微細繊維組織化●● 高Zn/Mg比(7050)

微細再結晶組織化●● Cu量の減少 (2324、2048)

晶出物の減少・微細化●● Mn, Cr, Zrなどの添加 (2034)

粒内析出物の微細均一化 ●● 鋳塊健全化（微細粒,介在物減少）

転位下部組織の安定化●● 急冷凝固 （P/M)

粗大粒界析出物の抑制●● 高温均質化処理 (7475)

PFZ幅の抑制●● 中間加工熱処理ITMT (7175)● 最終加工熱処理FTMT (2048)● 急速焼入れ図 24 高強度アルミニウム合金の破壊靱性向上のための因子
Fig.24 Factors for improvement of the fracture toughnessof high-strength aluminum alloys.

7.

おわりに

ジュラルミンが発明されてから 100 年あまりの間に，さらなる強度の向上や種々の問題点の克服が進められた。そして，高強度アルミニウム合金および耐熱性アル
ミニウム合金は，多くの民間旅客機の機体構造材のなかで 70% 以上を占めるようになった 58）。さらに，優れた比強度を求める高速車輌やスポーツ用品あるいは機械装置などの別の用途にも広がりを見せている。
一方，1980 年代から航空機にも競合素材である CFRP
（炭素繊維複合材）が使われ始めた。当初，信頼性やコストの制約により限定的範囲に留まっていた CFRP であるが，ボーイング B777 の主要構造部材の一部に使われるようになり，エアバス A380 では全体の 20% を超え，
21

Furukawa-Sky Review No.6 2010

高強度・耐熱性アルミニウム合金

これから運用されるエアバス A350 で 40% ，ボーイングB787 ではついに 50% に達してアルミニウム材料との逆転が生じる厳しい状況にある。またその反面，航空機の製造に用いられる高強度アルミニウム合金材の多くは，輸入材という国内状況もある。
これら現状を受けて，競合素材を超えた性能と高い信頼性を有する高強度アルミニウム合金材の開発とともに，国際的なコスト競争力を確保できる優れた生産性と安定した製造を可能とする技術の確立が，今後さらに求められている。

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小山

克己 （Katsumi Koyama）

技術研究所