めにジュラルミンを 10 トン製造している．ジュラルミン製

.

は じ

め

に

造から超ジュラルミン 24S が開発される 1931 年まで約 20 年もかかっている．ジュラルミン( Al 4  Cu 0.5  Mg 0.6 

代表的な航空機用アルミニウム合金 2024 と 7075 は，第二Mn)と超ジュラルミン24S(Al4.5Cu1.5Mg0.6Mn)

次世界大戦の戦争前あるいは戦争中に開発された合金で現在では Mg 量が高々 1増えただけに過ぎないのであるが，なでも多く使用されている． 2024 (旧 Alcoa 呼称 24S )は 1931

ぜ開発に 20 年の時間が必要だったのか各国で超ジュラル

年米国の Alcoa によって開発された合金で 45 kg / mm2 ( 440ミンの開発がしのぎを削って競争されたにもかかわらず，なMPa)以上の強度が得られ，現在では超ジュラルミンとも呼ぜ米国の Alcoa だけができて他ではできなかったのか，こばれる．これに対抗すべく，日本の海軍は住友金属に対しれらが筆者にとって疑問であった．本稿ではこの問題に関し2024 よりも高強度の 60 kg / mm2 ( 590 MPa )以上の合金開発て考察してみたい．

を要求した．住友金属は1935年に五十嵐勇博士(18921986)
を中心に研究を開始し， 1936 年には特許が出願され，非常.

ジュラルミンとはに短期間で開発され工業化された合金である．超々ジュラル
ミンは ESD(Extra Super Duralumin)とも言われ，それが零ドイツの Alfred Wilm は 1901 年，ベルリン近郊にある理式艦上戦闘機主翼に採用され戦闘機の性能を飛躍的に高めた

工学中央研究所に招聘され，翌年ドイツ兵器弾薬製造会社かことはよく知られている．その開発の歴史については筆者もら真鍮製の薬莢をアルミニウム合金で代替するための開発委

すでに「軽金属」に発表してきている(1)．米軍は，1942年，

託を受け研究を開始した．彼は Al4Cu 合金を鋼と同じよアリューシャン列島で無傷の零戦を捕獲してその性能を徹底

うに焼入れして，引張強さ152～225 MPa，伸び 5～7を得的に調べ，主翼に 2024 よりも高強度の超々ジュラルミンがたが，真鍮の代替には及ばなかった． 1903 年この熱処理法使用されていること突き止め，それを基に 1943 年 Alcoa はで特許を申請した(DRP170085 )．その後研究を続け，1906

7075 (旧 Alcoa 呼称 75S )を開発した． 7075 は超々ジュラル

年 Al 4 Cu 0.6  Mn 合金に 0.5 Mg 添加して室温放置す

ミンの応力腐食割れ防止に最も重要な必須成分であるクロム

ると硬くなる時効硬化現象を発見した． 1907 年 1 月 11 日，

添加量は同じとし，他の亜鉛，マグネシウムなどの添加量をAl4Cu 合金をベースに微量マグネシウム添加の影響を調少々変えて強度を落とし，製造を容易にした合金で，超々ジべ，「2以下のマグネシウムと 5以下の銅を含むアルミニュラルミンが生みの親といえる．日本ではこうした経緯からウム合金で，特に Cu 4 に Mg 0.25 0.5 を含むアルミニ

7075も含めて超々ジュラルミンと呼ばれることが多い．

ド イ ツ で ジ ュ ラ ル ミ ン が 開 発 さ れ た の は ， A. Wilm が

ウ ム 合 金 が 効 果 的 」 と し て 特 許 を 申 請 し た ( DRP204543,
1908 年 11 月認可)．さらに系統的な実験を行い，「マグネシ1906 年時効硬化現象を発見し，これを特許出願したのがウムを含むアルミニウム合金の熱処理法」として1907 年，工業化したのが 1909 年で，この合金の商品名がジD.R.P.244554(1909年 3 月20日申請，1912年 3 月 9 日認可)ュラルミンと名付けられた． 1910 年には英海軍飛行船のたの特許を取得した．特許請求範囲は「工程の最後に420°
C以超々ジュラルミン研究所代表(元株式会社 UACJ 技術開発研究所(現 R&D センター))
Why was Super Duralumin 24S (2024) Developed in the United States?; Hideo Yoshida(ESD Laboratory, Nagoya. Former UACJ
Corporation, Research & Development Division, Nagoya)
Keywords: Super Duralumin, Alcoa, age hardening, AlCuMg alloy, 2017, 2014, 2024, impurity, electrolytic refining cell
2018年 2 月20日受理[doi:10.2320/materia.57.263]

ま て り あ 第57巻 第 6 号(2018)Materia Japan上に加熱し，少し成形加工する場合もあるが，常温に放置す研究所(NPL: National Physical Laboratory)の Marie L.V.

ることを特徴とするマグネシウムを含むアルミニウム合金のGayler 女史である．

処理方法」と書かれている．Wilm は先の 2 件を含めて 4 件

)英国

NPL の Gayler 女史は，1921年， AlMgSi 系の状態図にの特許を米国で取得した．
この材料の製造については， 1908 年ドイツ兵器弾薬製造関する研究から，この系の時効硬化に Mg2Si が関与してい会社の姉妹会社で D äuren にある D äurener Metallwerke A.G.

ることを明らかにした(7)．1922年には，が Wilm の特許の使用権を得て，同社技術役員の R. Beckの準三元系合金の状態図を明らかにし，ジュラルミンの硬化博士の協力のもとで工業化に成功した(1)(3) ． 1909 年 Wilmに は CuAl2 と Mg2Si の 両 方 の 析 出 硬 化 が 寄 与 す る と 考 えと D äurener Metallwerke の間でこの新製品に対する商品名

た(8)．さらに 1923年には Al Cu Mg 系三元合金状態図を研AlCuAl2Mg2Siの相談があり， Wilm は当初ドイツ語で硬いという意味の究 し ， ア ル ミ ニ ウ ム 固 溶 体 と 平 衡 す る の は CuAl2,

Hart をつけた Hartaluminium を提案したが，国際市場を考Al6Mg4Cu, Al3Mg2 であることを報告した(9)．実験に供した

え，フランス語で硬いという Dur を用いて Duralumin にし材料には不純物としてケイ素0.19，鉄0.19を含んでいた

た(3)．この開発されたジュラルミンはまずは飛行船に適用さため，この合金系においても時効硬化には微量に含まれていれ た ． 1910 年 ， D äurener Metallwerke は ジ ュ ラ ル ミ ン をる Mg2Si も関与していると考えた．

12.75 ト ン 生 産 し た が ， そ の う ち 10 ト ン を 英 海 軍 飛 行 船)米国``Mayfly'' の建造のため英国の Vickers Company 向けに供

米国政府も合金の研究開発を支援するために， 1913 年，

給した．その後ドイツも，ジュラルミンで飛行船の部品が製

米国標準局は P.D. Merica を長とする非鉄金属研究班を組織造可能になり， 1914 年独海軍 Zeppelin 飛行船用に規格登録

し冶金専門家を投入した(3) ．彼は 1919 年米国鉱山冶金学会された．1914年の LZ26からジュラルミンが使われ，1916年(AIME)の講演会でジュラルミンに関する報告を行い，1921

までに720トン生産された(4)．

年 AIME の 会 誌 に も 掲 載 さ れ た(10)(11) ． Merica ら は ， Cu

米国では1916年，Alcoa は米海軍からドイツが使用してい3.74, Mg 1.08, Fe 0.52, Si 0.3を含む合金で515°
Cかる合金と同等かより高い強度の合金が求められ，同じ頃，フら焼入れして125°
Cで14日間時効すると引張強さ 440 MPa，

ランスで墜落したツェッペリン飛行船の桁の破片が海軍から伸び 11 を得ている．この合金はその後開発された超ジュAlcoa に送られてきた．これらの情報をもとに， Alcoa は引ラルミンに近く，すでにジュラルミンを超える材料が示唆さ

張強さ425 MPa，耐力275MPa，伸び22を有するジュラル

れていた．

ミンと類似な合金17S(Cu 4.0, Mg 0.5, Mn 0.5)をそのAlcoa は17S について，ドイツからの過大なロイヤリティ

年に商品化した．Alcoa は海軍の飛行船 Shenandoah 号建造

支払いの要求や過大な法廷費の支払いを嫌い，代替合金の開のため， 17S 合金圧延材を供給する義務を負い， 1922 年末

発を研究者に要求した(6) ．しかし当時 Alcoa は地金の生産には年間25000トンの生産が可能となった(5)(6)．

工程に研究開発の力点を置いていたため，材料開発のための

日本では 1916 年末，英国で墜落した Zeppelin の骨材が，実験設備がなく実験できるスタッフもいなかった． 1919 年

海軍艦政本部，大阪海軍監督官長経由で住友伸銅所(1926年

Alcoa はアルミニウムの新しい市場を開拓することを目指し

住友伸銅鋼管， 1935 年住友金属に名称変更)に持ち込まれて体系的な研究計画を進める中央研究所を設立することにな

た．その分析結果や英国金属学会誌 JIM の文献をもとに研り， 1920 年その当時アメリカでは最高級の非鉄金属の技術

ジ ュ ラ ル ミ ン

究を開始し，1919年工場試作が完了し，「住友軽銀」と命名

者 を 抱 え た Aluminum Casting Company の Lynite Labora-

された．この住友軽銀の成分は Cu 4, Mg 0.5, Mn 1.0,

tory を 手 に 入 れ た ． こ の Lynite Laboratory の 所 長 が Zay

Al 残である．第一次世界大戦で日本は戦勝国となりドイツ

Jeffries であった．現在では終了しているが，日本では日本から賠償の 1 つとして，アルミニウム材料の量産技術を習

金属学会のジェフリース賞でその名前はよく知られてい得するため， 1922 年，ドイツにジュラルミン製造技術習得

る(1) ．ジュラルミンに関する最初の成果は， Lynite から移団が派遣され，D äurener Metallwerke でジュラルミン製造技

籍してきた Archer と Jeffries の1925年の研究である(12)．彼術を学んだ(1)．

らは，ジュラルミンにケイ素を 0.5以上添加して，高温時効でジュラルミンより高い強度が得られることを報告した．

.


超ジュラルミン

世界の動向

京都大学西村秀雄教授(18921978)によれば，超ジュラルミン(Super Duralumin)という名称は，1927年米国の機械学会(ASME)のクリーブランドの講演会で，Jeffries が引張強さ

ジュラルミンの発明以後，さらに高強度を目指した超ジュ370430 MPa の強力なアルミニウム合金を超ジュラルミン

ラルミンの研究開発が世界各国で進められた．当時ジュラルという名称で発表したのが最初と言われている(13)．1928年，

ミンの強度レベルを超える合金は合金系を問わずどれも超ジAlcoa はケイ素を積極的に添加した14S(Cu 4.4, Mg 0.4,ュラルミンと呼ばれた．合金開発の基礎となる状態図も整備

Si 0.9, Mn 0.8)を開発した．この合金は17S と異なり焼され，各種の合金が市場の要求に応えて開発されるようにな

入 れ 後 高 温 時 効 で 強 度 が 増 加 す る 合 金 で ， 引 張 強 さ 485った．この開発の理論的支柱になったのが英国の国立物理学

MPa ，耐力 415 MPa が得られた．しかし伸びが 13 と低




解

説

い(14)(15)ために曲げ加工性などが劣るのが問題であった．当頃になると飛行機の性能向上につれて，材料の比強度の向上

時ケイ素を多く含有した超ジュラルミンを含ケイ素超ジュラが要求され，住友も超ジュラルミンの研究開発を始めた．当ルミンと称した(2)．

初は Al Mg Zn 系合金や含ケイ素超ジュラルミンの研究開1931年，14S に対し24S(Cu 4.5, Mg 1.5, Mn 0.6)が発を行っていた．住友の田邊友次郎博士(18951957)は1933

Alcoa によって開発された．ジュラルミンの Mg 量 0.5 を

年 8 月から 1934 年 4 月にかけて，欧米に出張し航空機用ア

1.5 に増加させたもので，含ケイ素超ジュラルミンが強度

ルミニウム合金などを調査した．この背景としては，各国でを上げるために高温時効を必要とするのに対し，24S は室温

航空機用の超ジュラルミンやピストン用合金の開発がしのぎ

時効だけでジュラルミンを越える強度に達する．これを24Sを削っていたことによる．報告書ではドイツに於ける軽合金型超ジュラルミンと称したが(2)，現在では超ジュラルミンとについては，「引張強さ 45 kg/mm2(440 MPa)以上，出来得

いうと24S を指すことが多い．

べくんば 50 kg / mm2 ( 490 MPa )以上のものを得んとする即24S T3 は代表値で引張強さ 485 MPa ，耐力 345 MPa ，ち超ジュラルミンの研究が盛んである．超ジュラルミンとし伸 び 18  で ， 17S T4 は 引 張 強 さ 430 MPa ， 耐 力 280て， D äurener Metallwerke の 681ZB とその強度 10 向上さ

MPa，伸び22で，17S に比べ耐力が23高い(16)(17)．焼入せた DM31 が開発されている」と述べている．また米国にれ後室温時効だけの T4 調質に比べ， T3 調質では圧延材や於ける軽合金では， Alcoa の開発に係わるもので，「現今最押出材を焼入れ後平坦あるいは真っ直ぐに矯正する，あるいも注目すべきは 24ST (注， T4 調質)および 24SRT (注， T3は残留応力を最小限にするために1.5～3の冷間加工をする調質)である．その組成は Al 4.2  Cu 1.5  Mg 0.6  Mn

が，この冷間加工で強度も増加する．この合金は強度が高で，これらのクラッド材もある」と述べている(21)(22)．

く，伸びも優れているためすぐに 17S T4 に取って代わっ1933 年頃には米国の 24S 合金の情報が日本に入ってくるた．そしてそのクラッド材 Alclad 24S T3 は旅客機の胴体と，住友は海軍航空本部からの「御注意」もあり， 9 月にの材料としていまなお使われているが，その最初の飛行機がAlcoa 製の 24SRT 材を注文して， 12 月には入手しすぐに性DC3 である(14)．

能調査を行っている． 12 月の住友の社内研究報告書「米国

)

ドイツ

製 ``24SRT'' 板

試験成績(第 1 報)」では，成分に関して，

ド イ ツ の D äurener Metallwerke の 主 任 技 術 者 で あ っ たAl3.98Cu1.59Mg0.46Mn0.16Si0.22Fe で，K.L. Meissner も1930年，英国の金属学会で講演発表し，論 Mg の量「注意すべき点は，普通のジュラルミンに比し，

文名 ``The Artificial Ageing of Duralumin and Super Si の量の小なること， Fe の量の非常に大なること，

Duralmin'', ``The Effect of Artificial Ageing upon the 各板の成分よく一致せること，等で，Mgの小なること，

Resistance of SuperDuralumin to Corrosion by SeaWater''は焼入状態における引張強さ，降伏点を増し，伸びをも増加として英国金属学会誌に投稿している(18)(19) ．論文で Su-する性質を有する点より特にその量を増加したるもの…」とper Duralumin が 出 て く る の は こ れ が 最 初 で あ る(20) ．

記している．24SRT 材は従来の超ジュラルミンよりも，Mg

Meissner の超ジュラルミンは Cu 4, Mg 0.5, Si 0.8,

量が多く， Si 量の少ないことが特徴であった．入手した材

Mn 0.5, Al 残分という合金で，14S と同様ジュラルミンと料 は 引 張 強 さ 48 kg / mm2 ( 470 MPa ) ， 耐 力 40 kg / mm2

比較してケイ素が多い．この合金の板材の焼入れ焼戻し後の(390 MPa)，伸び16である．

引張強さは 490 MPa 近くなる． Meissner は NPL の Gayler

Alcoa 製の24S を調査したにもかかわらず，1934年当時のらの影響を受けて CuAl2 と Mg2Si の析出を組み合わせると住友の社内報告書を見る限り，住友では焼入れ焼戻しする含

時効硬化すると考えてこの成分を選んだと考えられる．こうケイ素超ジュラルミンが研究開発の対象であり，超ジュラル

した基礎研究をもとに，D äurener Metallwerke は超ジュラル

ミンとして SD ( Al 4.2  Cu 0.75  Mg 0.7  Mn 0.7  Si )ミン681ZB(Al4.2Cu0.9Mg0.6Mn0.5Si)とそのを，また SA1(Al1.2Mn0.8 Cu)を被覆した合わせ板を強度を 10 向上させた DM31 ( Al 4.2  Cu 1.2  Mg 1.2 

SDC と称して，これらの合金を社内で制定したばかりであMn 0.5  Si ) と 称 す る 超 ジ ュ ラ ル ミ ン 合 金 を 開 発 しった．1934年 8 月 31日海軍航空廠にて， SDC 研究会が開催た(21)(22)．ドイツではさらに AlZnMg 系の Constructal8

されているが，ここでの議論も前述の含ケイ素超ジュラルミ(Al7Zn2.5Mg1Mn0.2Si)が開発された(2)．そのンで，45 kg/mm2 (440 MPa)級ジュラルミン板材 SDC の特引張性質は，引張強さ 590 MPa ，伸び 9 ～ 10 であるが，性評価と各種形状での強度試験結果についてであった．

応力腐食割れが問題で実用化に至らなかったと言われてい1935 年 2 月 の 社 内 研 究 報 告 書 で も ， 海 軍 と 陸 軍 で の SD,る(23)(24)．しかしながら，この合金開発はその後の日本の超SDC 規格制定の動向が書かれていた．

々ジュラルミンの開発に繋がった(1)．


日本における超ジュラルミン開発

)

含ケイ素超ジュラルミンの研究)24S への転換

しかしながら， 1935 年 5 月頃からの社内研究報告書を見ると， T3 および T3C 合金(注 T3, T3C は住友の合金名)の試験結果が報告されるようになる．「従来，SD 及 SDC 板

1929 年頃，住友伸銅所のジュラルミンの引張強さは 42 ～ニ代ワッテ，コノ数ヶ月以前カラ，新配合ノ T3(従来， SD

45 kg / mm2 ( 410 ～ 440 MPa )程度であった(1) ． 1931 ， 32 年

ヨリ Mg 多シ)並ニ之ノ中味トスル T3C 板ノ製造ガ開始セ

ま て り あ 第57巻 第 6 号(2018)Materia Japan

ラレタ」とある． T3 押出材の成分は Al 4.14  Cu 1.36 

発表を見ない．依って筆者は之を確むるため下記の実験を行

Mg0.68 Mn 0.14 Si0.28 Fe で，まさに 24S 合金であった」とある． Archer の発表は1926年であった．田邊博士

る．この頃から，住友は超ジュラルミンに関して大きく舵をの実験は， 24S の開発が発表される 2 年前の 1929 年 4 月に切ることとなる．

行われた．この時使用した地金はアジア・アルミから入手し含ケイ素超ジュラルミンから24S に転換した背景には，焼た 99.93 のインゴットである．鋳造後の鉄量は 0.05 ，ケ戻しが必要とのことでコストが高くなること，含ケイ素超ジ

イ素は 0.03 で， Mg2Si 量に換算して 0.09 であった． 2ュラルミンが T6 で使用するために， 24S T3 に比べて伸びmm 板に圧延後510°
Cで 1 時間加熱後水焼入れして，室温でが小さく加工性が劣ること，粒界腐食性が劣るといった性能の時効硬化を調べた．その結果「Siを含むこと極めて少き合面での問題があった．さらにこの切り替えができた背景に，

金でも普通ジュラルミンと同様に時効硬化する．而して最終

満州の礬土頁岩や朝鮮半島の明礬石から製錬した国産アルミ

強度は Mg の大なる程大なる」ことが明らかとなった．こニウム地金には不純物が多く， 1935 年，台湾の高雄にアルの結果をまとめて，「ヂュラルミンの時効硬化は Mg2Si に依ミナ，電解工場が設立され，オランダ領ビンタン島からの不るにあらずして， Mg 及 Cu 恐らくは MgCu2 の如き化合物

純物の少ないボーキサイトが入手できるようなったことがあに依るのではなかろうかる(1)(25)(26)．

兎まれ AlCuMg 或は AlCu

Mg2Si 等の状態図の改変を要するものと信ぜられる」と．

残念なことに田邊博士の研究はここで中断している．ここで. 24S 開発の壁中断した理由は不明だが，方向転換するだけの理論的な確信が持てなかったためか，欧米のように含ケイ素超ジュラルミ

Alcoa が24S の開発に時間を要したのには，いくつかの理由が考えられる．第一には，材料の研究開発体制確立の遅れ

ンでの成果をすぐに求められたためかが考えられる．
五十嵐博士は， 1937 年，住友金属工業・研究報告に「超である．第二には，時効硬化を担っているものは何かという

ジュラルミン ``SD'' 及超ジュラルクラッド ``SDC'' に就て」理論的な解明が遅れたことである．当初は英国の Gayler 女を報告している(29) ．社内の研究報告書を見ると，研究自体

史の考え方にかなり影響を受けたと考えられ，14S の開発がは 1935 年頃行われている．丁度，住友が超ジュラルミンと先行した．第三には，この開発が遅れた最大の要因は地金のして24S に舵を切った頃である．五十嵐博士らは99.8地金

高純度化技術である．これが理論的な解明を遅らせた要因でを使用し， Mn 量は 0.6 と固定して， Cu 量， 2.4 ～ 5 ，もある．逆にこの高純度化技術で世界に先駆けて開発に成功

Mg 量を0.5～3.8と変化させ，505～515°
Cから水焼入れ後したことが，Alcoa の24S 開発成功に繋がっている．第四に7 日間時効したときの強度マップを図に示す(20)(29)(30)．こは，圧延，押出，鍛造といった加工技術の問題がある．

の図から，Cu, 4.1～4.7, Mg, 1.29～1.8で引張強さ50AlCuMg 合金の時効硬化理論

kg/mm2 (490 MPa)が得られることがわかる．Alcoa の開発した24S の成分組成が最適であること示している．こうしたジュラルミンの時効硬化に関しては， 1922 年に NPL の基本的な実験結果がジュラルミンの出現以降なぜなかったの

Gayler 女史が Al CuAl2 Mg2Si の準三元系合金の状態図をかと不思議に思われる．Alcoa の24S 開発にいたるまでの公明らかにし，ジュラルミンの硬化には CuAl2 と Mg2Si の両表された研究データは少ないので，この組成が選択された経方の析出硬化が寄与すると考えたことから始まる(8)．その結緯はわからないが，Alcoa でも同様な結果が開発前に得られ果としてケイ素を増やした14S などケイ素を多く含む合金が開発された．時効硬化の研究に関しては日本の研究者も多く関与しているが(2)，ここでは超ジュラルミンの研究開発に関して，主として住友の田邊友次郎博士と超々ジュラルミンの発明者五十嵐勇博士，京都大学の西村教授の研究を紹介する．奇しくも，五十嵐博士と西村教授は同年( 1892 年)の生まれである．田邊博士は，年齢は五十嵐博士より若いが，五十嵐博士の入社年度が遅かったため業務上は上司であった．
まず，田邊博士の 1935 年住友伸銅鋼管・研究報告に発表した「ヂュラルミン時効硬化の一考察」から見てみよう(27)．
その研究目的では「ヂュラルミンの時効硬化が主として
Mg2Si に帰せらるべきは，よし其機構に異論はあっても一般に認められてゐる．然るに Archer によれば，時効硬化は主として Mg に依ると．Archer の研究は ``The hardening of
metals by dispersed constituents precipitated from solid solution'' なる論文(28)の一部を形づくるに過ぎず，且つ上記の如

く不十分なるため爾来余り注目を引かず，之を確なる労作の




図1

ジュラルミン系合金の引張強さに及ぼす銅，マグネシウム添加量の影響(20)(29)(30)．

解説

ていると推察される．図は公表された Alcoa のデータのとは西村教授の大きな業績である(2)(36)．なお，ケイ素を増一例で，高純度アルミニウムを用いた Al Cu Mg 合金の室やして高温時効で高い強度が得られるのは，(Al)＋CuAl2＋

温時効硬化特性に及ぼす Mg 量の影響を示す(15)(31) ． Mg 量

S の共存範囲の合金のものが( Al )＋ CuAl2 ＋ S ＋ Mg2Si の区が多くなるほど室温時効硬化が速く，強度が高くなることが域の合金となり，次には( Al )＋ CuAl2 ＋ Mg2Si から進んでわかる．

(Al)＋CuAl2＋Mg2Si＋Si の区域の合金になる」からである

京都大学の西村秀雄教授も， 1925 年頃，銅やマグネシウと述べている(37) ．( Al )は Al の固溶体を示す．惜しむらくムを含んだ合金を調べようとして，状態図の研究を始めたは，五十嵐博士，西村教授の研究は Alcoa の24S が発表されが，その頃まだ日本にマグネシウムはできておらず純粋なもた後のことである．

のが手に入るのが困難な状況で研究は中断したことを述べている(23) ．この当時「ジュラルミンの時効の原因は， Al2Cuと Mg2Si という化合物の析出に関係したものと考えられて

不純物量と機械的性質

)

ジュラルミンの不純物いた．硬化の機構はとにかく，この化合物がアルミニウムにTeed の Duralumin and Its HeatTreatment に掲載されて固溶していたものが時効によって析出する過程に硬化が生じいるジュラルミンの分析値は Al: 93.94, Cu: 4.20, Mg:

る，と信じられていた．しかし，実際 Al2Cu のみを含むア

0.56, Mn: 0.69, Fe: 0.40, Si: 0.21である．英国のジルミニウム銅合金も， Mg2Si のみを含むアルミニウム合金

ュラルミンの成分規格では Cu: 3.54.5, Mg: 0.40.7,

も，どれも焼入れして常温では時効をあまりしない．これがMn: 0.4
0.7, Fe: 0.7以下，Si: 0.7以下，Ti: 0.3以下，両方の化合物を含んだ時に，どうして常温で硬化が著しいのAl残である(38)．日本の陸海軍航空材料規格では，高力ア

か不思議でならなかった．アルミニウム，マグネシウム，銅の三元系合金になると，どうしてジュラルミンのように常温時効が進むのか，この疑問に答えるような研究はなかった」
ので， 1934 年頃，状態図の研究を再開した(32) ．西村教授
は，「ジュラルミンははじめ AlCuAl2Mg2Si の準三元系として取り扱われたが，筆者はこれを AlCu Mg 系として扱うことが合理的であると考えて，Al 側の AlCuMg 系合金の状態図を研究した．その結果 Al と平衡すべき三元化合物に S と名称を与え，その固溶度が 24S の時効の原因をなすことを提唱した」と述べている(33) ．図は西村教授の研究によってできた AlCu Mg 系三元状態図である．この S 相の組成比は， CuAl と Mg4Al3 を結ぶ線上の化合物( 7CuAl,
2Mg4Al3)が最も近い組織と考え Al13Cu7Mg8 とした(34)(35)．

その後，英国の Raynor らは西村教授の提案した S 化合物を
CuAl2 と Mg を結ぶ直線上の化合物になるとして Al2CuMgとした(33)．この相の組成は，教授の分析値とほぼ一致する．
S 相を考え Al Cu Mg 系合金の時効析出現象を解明したこ

図2

図3

AlCuMg 系三元状態図(20)(34)．

高純度 Al4CuMg 合金の室温時効硬化(耐力)に及ぼすマグネシウム量の影響(15)(31)．

ま て り あ 第57巻 第 6 号(2018)Materia Japan




表1

AlCuMg 合金の室温時効および高温時効後の引張特性に及ぼすケイ素の影響(40)．

成分(mass)合金

引張強さ(MPa)

増加率()

Cu

Mg

Mn

Si

Fe

焼入れ直後

室温時効後

150°
C48 h

室温時効後

150°
C48 h

1

3.55

0.48

―

0.02

0.03

248

366

―

47.4

2

4.51

0.51

―

0.04

0.04

270

385

392

42.4

44.9

3

4.07

0.53

―

0.31

0.08

270

396

451

46.9

67.3

4

4.2

0.5

―

0.01

0.02

257

375

―

46.2

5

4.2

0.5

―

0.30

0.02

263

375

―

42.9

6

4.2

0.5

0.6

0.01

0.02

319

426

―

33.8

7

4.2

0.5

0.6

0.30

0.02

322

439

―

36.2

参

照

Archer(28)Schmid &Wassermann(41)Meissner(42)ルミニウム合金第一種(ジュラルミン相当)の成分は Cu: 3.3
4.2, Mg: 0.30.7, Mn: 0.30.7, Fe: 0.6以下，Si:
0.5以下である(39)．何れにしても不純物の許容量が大きい

ことがわかる．ジュラルミンの不純物量はアルミニウムやマ
グネシウムの地金の不純物量に依存する．
)

ケイ素の影響ソ連の Petrov は1938年の論文の緒言でジュラルミンの時
効硬化について，「英国の研究者はマグネシウムについてケ
イ素と結びついて Mg2Si を形成し， CuAl2 と一緒になって室温での時効硬化に直接寄与していると確信していた．この考え方は他の研究者によっても語られ，この考え方と異なる
幾つかの事実があるにもかかわらず，当時一般に受け入れられ た ． 異 な る 見 解 と し て ， 1926 年 Alcoa の Archer は Al 
Cu/Mg 合金の(室温)時効硬化はケイ素の添加で増加するものではなく，ジュラルミンの時効硬化には Mg2Si の存在が必ずしも必要ないと結論付けた．一方，高温時効について
は，ケイ素は時効硬化に寄与していることは明確である．ケ
イ素がないと室温時効も高温時効も同じ結果となる」と述べた(40)．表は時効強度に及ぼす不純物の影響をまとめたものである(28)(40)(42) ． Mn が添加されない場合，ケイ素の有

図4

無にかかわらず，室温時効での強度増加率は 42 ～ 47 であAl4.2 Cu1.5 Mg 0.6 Mn 0.10  Si 合金の室温時効後の引張強度と伸びに及ぼす鉄量と焼入れ温度の影響(43)．

る．高温時効での強度は，ケイ素がないと室温時効とほぼ同じであるが，ケイ素が 0.3含まれると高温時効での強度増加率は67になる．
)

鉄の影響

田邊博士のもとで超ジュラルミンを研究していた中田氏は

地金の高純度化技術

)

地金の不純物

アルミニウム地金の純度は製錬の方法に依存する．世界で「時局の進展と共に資源の節約が益重要な問題となってくる」

初 め て ア ル ミ ニ ウ ム の 量 産 を 行 っ た フ ラ ン ス の Sainte と し て 超 ジ ュ ラ ル ミ ン ( 24S ) に 対 す る 鉄 の 影 響 を 検 討 しClaire Deville (ドヴィーユ)はナトリウムによる還元法でアた(43) ． 99.8  の ア ル ミ ニ ウ ム 地 金 を 用 い て 鉄 量 を 0.2 ～ル ミ ニ ウ ム を 製 造 し た が ， そ の 純 度 は 97  程 度 で あ っ1.2  , 0.2 ごとに変化させた鋳塊を圧延により 1 mm 板にた(44) ．ホール・エルー法による電解製錬が開発されても純して， 475 ～ 505 °C で 1 時間加熱し室温時効させた材料の引度が99.7以上のものができなかった(現在では99.85が一張強さと伸びを図に示す．鉄が増えることで引張強さも伸般的)．不純物の多くは電解浴やアルミナ，陽極カーボンにびも低下することがわかる．鉄が増加することで AlCuFe

起因している．C. Grard の Aluminium and Its Alloys によれ

系の晶出物や析出物が増加して，銅の濃度低下の原因となば，1921年当時のフランスの地金規格ではる．これらの化合物は溶体化処理では分解せずに残存し伸び

Grade 99.5，鉄とケイ素のトータルは0.5以下の低下の原因ともなっている．

Crade 99.0，鉄とケイ素のトータルは1.0以下




解

説

シウムを 1増やした合金をすぐに開発できなかった大きな
理由は，99.8以上の高純度地金がなかったためと考えられ
る．Alcoa は高純度化技術を世界に先駆けていち早く完成させ， 24S の開発に繋げた．さらに 17S や 14S の生産から 24S
への生産は，マグネシウムを 1増加させただけだが，製造がより困難になる．この合金を製造するには，溶解，鋳造，圧延技術の進歩がかかせなかったと， Alcoa の J.A. Nock,
Jr. は述べている(47)．24S は地金の製錬・精製技術と板製品の圧延加工技術を併せ持った Alcoa の強みが発揮された合金である．残念ながら日本にはここまでの技術がなかった．
田邊博士は 1935 年 7 月 31 日付けの社内研究報告書「所謂「超ジュラルミン」ヲ截ル」で自戒を込めて，「米国の24S は99.8のような高純度地金が相当自由に使える国柄で発達し

図5

三層電解精製炉の構造(46)．

たものである． 99.8 地金の輸入が途絶えた暁はどうするか，深く思わざるべからず．」しかし「将来，高級超ジュラ
ルミンは Si フリー，Fe フリーの字義通り，AlCuMg 合金

Grade 9899，鉄とケイ素のトータルは2以下によって支配さるべきは確信にて疑わざる処．」と述べてい不純物としては(a) Fe, Si, (b) Carbides, sulphaides, Cu, Zn,

る．この直後に，Alcoa の超ジュラルミンに対抗すべく，住Sn, Na, N, B, Ti, (c) Alumina であるが，Alumina は分析す友の五十嵐勇博士による超々ジュラルミンの研究開発開始のると Al と一緒になってしまうことが問題であった(45) ．米

意思を示した 8 月 10 日付けの社内研究報告書「強力軽合金

国，英国，ドイツ各国の規格も不純物量の規定は若干異なるの探求(No. 1)」がでてきて新たな挑戦が始まった．

がほぼ似ている．
)

本稿を執筆するにあたり，株式会社 UACJ R & D センタ

精製技術の進歩

溶融塩を用いた最初の高純化プロセスは 1900 年 Alcoa のーの書庫に保管されている戦前からの研究報告書並びに各国電気技師であった W. Hoops によってなされた(44) ． Hoopsの金属学会関係の雑誌，書籍を参考にさせていただきましの提案は，三層になった液体の精製槽を用いるもので，溶けた．取締役兼専務執行役員渋江和久 R & D センター所長はたアルミニウムを陰極としてこれより重い電解浴の上に浮かじめ関係者のご厚意に厚くお礼申し上げます．

せ，その電解浴の下により重い溶けた合金を陽極として配置するものであった． 1919 年頃， Hoops は Alcoa の研究陣と文

献一緒になって工業的生産法を完成させた．図は三層電解精製炉を示す(46) ．電解浴は氷晶石，アルミニウムフッ化物，
バリウムフッ化物，ナトリウムフッ化物，アルミナで構成されている． 1000 °C で純アルミニウムが電解浴に浮くためには 80 の氷晶石に 20 のバリウムフッ化物が必要である．
こうして得られる平均の純度は99.8以上である．実際，多くのメタルは99.90であり，その幾つかは99.99の純度のも の が 得 ら れ た ． W. Hoops は 1924 年 1 月 亡 く な っ た ．
Hoops の出願した多くの特許は 1925年登録されている(44)．

この頃，高純度地金が工業的に利用できる段階になってジュ
ラルミン17S の機械的特性及ぼす不純物の影響が明らかになったと考えられる．前述の田邊博士や Petrov が引用した
Archer の論文はこのような経緯から発表されたものと思わ

れる．

.

お わ

り

に

24S ( 2024 )は今なお航空機に広範囲に利用されている合金である．現在でもその不純物量を少なくした合金が使用されているだけで， 2024 系合金でそれ以上の強度を有する合金はできていない．ジュラルミンが発明されて，そのマグネ

ま て り あ 第57巻 第 6 号(2018)Materia Japan( 1 ) 吉田英雄軽金属，65(2015), 508516, 590598, 627
637, 66(2016), 26
38, 97106, 136149.
( 2 ) 幸田成康時効硬化研究の歩み，合金の析出，幸田成康監
修，(1972)，丸善，153，金属学への招待，アグネ技術セン
ター，(1998), 95
143.
( 3 ) O. H. Duparc: Alfred Wilm and the beginnings of Duralumin,
Z. Metallkde, 96(2005), 398404.
( 4 ) H. Y. Hunsicker: History of Precipitation Hardening, The
Sorby Centennial Symposium on the History of Metallurgy, ed.
by C. S. Smith, Gordon and Breach Science Publishers,(1963), 271.
( 5 ) M. B. W. Graham and B. H. Pruitt: R&D for Industry, A Century of Technical Innovation at Alcoa, Cambridge, (1990).
( 6 ) 清水 啓アルミニウム外史(上巻)，戦争とアルミニウム，
カロス出版，(2002).
( 7 ) D. Hansen and Marie L. V. Gayler: J. Inst. Metals, 26(1921),
321359.
( 8 ) Marie L. V. Gayler: J. Inst. Metals, 28(1922), 213252.
( 9 ) Marie L. V. Gayler: J. Inst. Metals, 29(1923), 507528.
(10) P. D. Merica, R. G. Watenberg and J. R. Freeman: Trans. of
AIME, 64(1921), 325.
(11) P. D. Merica, R. G. Watenberg and H. Scott: Trans. of AIME,
64(1921), 4179.
(12) R. S. Archer and Z. Jeffries: Trans. of AIME, 71(1925), 828863.
( 13 ) 西村秀雄随筆・軽合金史(第 20 回)，軽金属時代， No. 191(1950), 2
4.




(14) J. T. Staley: History of WroughtAluminum Alloy Development, Aluminum AlloysContemporary Research and Applications, edited by A. K. Vasudevan and R. D. Doherty, Academic
Press, Inc. (1989), 331.
(15) W. A. Anderson: Precipitation From Solid Solution, ASM,
(1959), 150207.
(16) Aluminum, Vol. 1, Properties, Physical Metallurgy and Phase
Diagrams, Vol. 2 Design and Application, Vol. 3 Fabrication
and Finishing, edited by K. R. Van Horn, ASM, (1967).
(17) Aluminum: Properties and Physical Metallurgy, edited by J. E.
Hatch, ASM International, (1984).
(18) K. L. Meissner: J. Inst. Metals, 44(1930), 207240.
(19) K. L. Meissner: J. Inst. Metals, 45(1931), 187208.
(20) 西村秀雄アルミニウム及其合金，共立社，(1941), 213
246.
(21) 田邊友次郎住友金属工業・研究報告，Vol. 2, No. 10 (1937),
10211040.
(22) 田邊友次郎日本金属学会誌，1(1937), 107128.
(23) 西村秀雄随筆・軽合金史(其15)，同上，No. 186 (1950), 2.
(24) W. Sander: Z. Metallkunde, 19(1927), 21; J. Inst. Metals, 37(1927), 445.
( 25 ) グ ル ー プ 38  ア ル ミ ニ ウ ム 製 錬 史 の 断 片 ， カ ロ ス 出 版 ，(1995), 8.
( 26 ) 秋津裕哉わが国のアルミニウム製錬史にみる企業経営上の諸問題，建築資料研究社，(1995), 59.
(27) 田邊友次郎住友伸銅鋼管・研究報告，Vol. 2, No. 10 (1935),315317.
(28) R. S. Archer: Trans. of the American Society for Steel Treating, 10(1926), 718757.
(29) 五十嵐勇住友金属工業・研究報告，Vol. 2, No. 10 (1937),
9911020.
(30) 田邊友次郎，堀 慥爾，東尾伸吉住友金属工業・研究報告，Vol. 4, No. 4 (1941), 301328.
(31) W. L. Fink, D. W. Smith and L. A. Willey: Age Hardening ofMetals, ASM, (1940), 46.
( 32 ) 西村秀雄随筆・軽合金史(第 23 回)，軽金属時代， No. 194(1950), 17.
( 33 ) 西村秀雄続・軽合金史，(第六回)，軽金属時代， No. 227(1953), 22.
(34) 西村秀雄日本金属学会誌，1(1937), 818.
(35) 西村秀雄日本金属学会誌，1(1937), 5971.

(36) 村上陽太郎第 31 回軽金属セミナー，特別講演，軽金属学会， (2008), 127.
(37) 西村秀雄日本金属学会誌，1(1937), 262270.
(38) P. L. Teed: Duralumin and Its HeatTreatment, Charles
Griffin & Company, (1937), 19.
( 39 ) 陸海軍航空材料規格(アルミニウム及其の合金ノ部)陸軍航空本部，海軍航空本部，(1939).
(40) D. A. Petrov: J. Inst. of Metals, 62(1938), 81
100.
(41) E. Schmid and G. Wassermann: Metallwirtschaft, 7(1928),
13291355.
(42) K. L. Meissner: Z. Metallkunde, 21(1929), 328
332.
(43) 中田兵次住友金属・研究報告，Vol. 4, No. 4 (1941), 329334.
(44) J. D. Edward: The Aluminum Industry Vol. 1, Aluminum
Products and Their Fabrication, by J. D. Edwards, F. C. Fraryand Z. Jeffries, McGrawHill Book Company, (1930), 115,
299335.
(45) C. Grard: Aluminium and Its Alloys, Constable & Company,(1921), 1517.
(46) 土橋倫男軽金属基礎技術講座，軽金属学会(1985), 112.
(47) J. A. Nock, Jr.: Physical Metallurgy of Aluminum Alloys,
ASM, (1949), 167.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

吉田英雄

1975年 京都大学大学院工学研究科冶金学専攻
修士課程修了，住友軽金属工業株式会社入社
1991年 学位授与 京都大学工学博士
2007年 同社，常務執行役員待遇理事
研究開発センター 常務研究員
2009年 軽金属学会副会長
2013年 株式会社 UACJ 技術開発研究所顧問
2017年 同社退社，超々ジュラルミン研究所設立◎自動車，航空機等の輸送機用構造材料を中心に材料開発に従事．超塑性材料や自動車ボディシートなどの板材，オートバイのフロントフォークなどの押出材，自動車サスペンションアームなどの鍛造材の開発に携わった．現在は超々ジュラルミン( ESD )開発の歴史の発信と最新のアルミニウム材料の情報収集および普及活動を行っている．
https://esdlab.jimdo.com/★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

解説