JPH0995750A - 耐熱性に優れたアルミニウム合金 - Google Patents
耐熱性に優れたアルミニウム合金Info
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- JPH0995750A JPH0995750A JP27664095A JP27664095A JPH0995750A JP H0995750 A JPH0995750 A JP H0995750A JP 27664095 A JP27664095 A JP 27664095A JP 27664095 A JP27664095 A JP 27664095A JP H0995750 A JPH0995750 A JP H0995750A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐熱性に優れたアルミニウム合金を得る。
【構成】 Ｚｒ：０．０５〜０．５０％（重量％、以下
同じ）とＳｃ：０．０５〜１．０％のうちいずれか一方
又は両方を含み、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいず
れかを満足するミクロ組織を有するアルミニウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。
同じ）とＳｃ：０．０５〜１．０％のうちいずれか一方
又は両方を含み、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいず
れかを満足するミクロ組織を有するアルミニウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高温下においても
高強度を有する耐熱性アルミニウム合金に関し、航空
機、鉄道車両、船舶、自動車等の輸送機器、建築材及び
一般機械部品等の用途に、板材、形材、鋳造材、鍛造材
等として使用される。
高強度を有する耐熱性アルミニウム合金に関し、航空
機、鉄道車両、船舶、自動車等の輸送機器、建築材及び
一般機械部品等の用途に、板材、形材、鋳造材、鍛造材
等として使用される。
【０００２】
【従来の技術】代表的な耐熱性アルミニウム合金として
２Ｘ１８および２Ｘ１９が実用化されている。２Ｘ１８
はＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ系アルミニウム合金であり、
代表的な合金としては２２１８（Al-4.0Cu-1.5Mg-2Ni）
及び２６１８（Al-2.3Cu-1.5Mg-1.1Fe-1.2Ni）がある。
特に２６１８はＦｅとＮｉとが同原子数で添加されるた
め、Ａｌ9（Ｆｅ−Ｎｉ）を形成し、このため高温で長
時間保持した後でも強度低下が小さく、超音速機コンコ
ルドの外板材や、ピストン、過給機の扇車、ゴム金型、
一般の耐熱部品等に使用されている。
２Ｘ１８および２Ｘ１９が実用化されている。２Ｘ１８
はＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ系アルミニウム合金であり、
代表的な合金としては２２１８（Al-4.0Cu-1.5Mg-2Ni）
及び２６１８（Al-2.3Cu-1.5Mg-1.1Fe-1.2Ni）がある。
特に２６１８はＦｅとＮｉとが同原子数で添加されるた
め、Ａｌ9（Ｆｅ−Ｎｉ）を形成し、このため高温で長
時間保持した後でも強度低下が小さく、超音速機コンコ
ルドの外板材や、ピストン、過給機の扇車、ゴム金型、
一般の耐熱部品等に使用されている。
【０００３】一方、２Ｘ１９はＡｌ−Ｃｕ−Ｍｎ−Ｚｒ
−Ｖ系アルミニウム合金である。代表的な合金としては
２２１９（Al-6.1Cu-0.3Mn-0.15Zr-0.1V）があり、溶接
性にも優れるためロケットなどの宇宙機器のタンクなど
に使用されている。また、本出願人はさらに高温特性を
向上させたアルミニウム合金として、「耐熱性アルミニ
ウム合金」（特開平２−２１３４４３号公報参照）及び
「耐熱アルミニウム合金材の製造方法」（特開平３−２
９４４３９号公報参照）を出願している。上記「耐熱ア
ルミニウム合金」は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金において
Ｍｎ、Ｚｒ、ＶさらにはＡｇの添加量を最適化すること
で、耐熱性を得るものである。一方、上記「耐熱性アル
ミニウム合金材の製造方法」は、Ａｌ−Ｎｉ系合金の耐
熱性を維持しつつ室温強度を向上させるため、Ａｌ−Ｎ
ｉ系合金において、溶解鋳造時の固液界面における液相
中の温度勾配を５℃／以上とすることでＮｉＡｌ3を成
長させ、またＭｇ2Ｓｉ量およびＣｕ量を最適化するこ
とで室温〜高温での強度を向上させたものである。さら
に、米国特許第３６１９１８１号明細書には、アルミニ
ウム合金にスカンジウム（Ｓｃ）を添加することにより
耐熱性の向上が認められている。
−Ｖ系アルミニウム合金である。代表的な合金としては
２２１９（Al-6.1Cu-0.3Mn-0.15Zr-0.1V）があり、溶接
性にも優れるためロケットなどの宇宙機器のタンクなど
に使用されている。また、本出願人はさらに高温特性を
向上させたアルミニウム合金として、「耐熱性アルミニ
ウム合金」（特開平２−２１３４４３号公報参照）及び
「耐熱アルミニウム合金材の製造方法」（特開平３−２
９４４３９号公報参照）を出願している。上記「耐熱ア
ルミニウム合金」は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金において
Ｍｎ、Ｚｒ、ＶさらにはＡｇの添加量を最適化すること
で、耐熱性を得るものである。一方、上記「耐熱性アル
ミニウム合金材の製造方法」は、Ａｌ−Ｎｉ系合金の耐
熱性を維持しつつ室温強度を向上させるため、Ａｌ−Ｎ
ｉ系合金において、溶解鋳造時の固液界面における液相
中の温度勾配を５℃／以上とすることでＮｉＡｌ3を成
長させ、またＭｇ2Ｓｉ量およびＣｕ量を最適化するこ
とで室温〜高温での強度を向上させたものである。さら
に、米国特許第３６１９１８１号明細書には、アルミニ
ウム合金にスカンジウム（Ｓｃ）を添加することにより
耐熱性の向上が認められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、代表的な実用
合金２６１８又は２２１９にしても、１５０℃を越える
高温では強度の低下が著しい。このため、特に構造用材
料としてこれらアルミニウム合金を使用する場合には、
１５０℃以下で使用されることが多い。例えば、超音速
機コンコルドでは、巡航速度マッハ２．２での外板温度
は１２０℃程度であり、このため２６１８が外板材とし
て使用が可能となっている。現状、１５０℃を越えるよ
うな環境下において、軽量部材が必要とされる場合に
は、チタン合金が多用されている。しかしながら、チタ
ン合金は難加工性材料であり、製品は高価なものとな
る。また、同じアルミニウム合金においても、Ａｌ−Ｆ
ｅ−Ｃｅ系の急冷凝固粉末冶金材（ＰＭ材）で耐熱性の
向上が図られている。しかしながら、鋳造冶金材（ＩＭ
材）に比べて非常に高価であり、使用範囲は限定され
る。前記特開平２−２１３４４３号公報又は特開平３−
２９４４３９号公報においても、耐熱温度は高々１５０
℃、２００℃であり高温で長時間保持すると強度の低下
は著しい。さらに、米国特許第３６１９１８１号明細書
においても、Ｓｃ添加による耐熱性向上効果は小さい。
これはミクロ組織と高温特性との関係が明確化されてい
ないためであり、耐熱性を大きく向上させる最適なミク
ロ組織は不明である。このため現実に耐熱性を向上させ
た製品を作ることは困難である。
合金２６１８又は２２１９にしても、１５０℃を越える
高温では強度の低下が著しい。このため、特に構造用材
料としてこれらアルミニウム合金を使用する場合には、
１５０℃以下で使用されることが多い。例えば、超音速
機コンコルドでは、巡航速度マッハ２．２での外板温度
は１２０℃程度であり、このため２６１８が外板材とし
て使用が可能となっている。現状、１５０℃を越えるよ
うな環境下において、軽量部材が必要とされる場合に
は、チタン合金が多用されている。しかしながら、チタ
ン合金は難加工性材料であり、製品は高価なものとな
る。また、同じアルミニウム合金においても、Ａｌ−Ｆ
ｅ−Ｃｅ系の急冷凝固粉末冶金材（ＰＭ材）で耐熱性の
向上が図られている。しかしながら、鋳造冶金材（ＩＭ
材）に比べて非常に高価であり、使用範囲は限定され
る。前記特開平２−２１３４４３号公報又は特開平３−
２９４４３９号公報においても、耐熱温度は高々１５０
℃、２００℃であり高温で長時間保持すると強度の低下
は著しい。さらに、米国特許第３６１９１８１号明細書
においても、Ｓｃ添加による耐熱性向上効果は小さい。
これはミクロ組織と高温特性との関係が明確化されてい
ないためであり、耐熱性を大きく向上させる最適なミク
ロ組織は不明である。このため現実に耐熱性を向上させ
た製品を作ることは困難である。
【０００５】近年、航空機では高速化が、エンジン等で
は燃費の向上が求められている。さらに、高温環境下に
おいてチタン合金が使用されてきた製品では低コスト化
要求より、また鉄等が使用されてきた製品では軽量化要
求より、これらの材料からアルミニウム合金への転換が
求められている。このため、アルミニウム合金のさらな
る耐熱性の向上が望まれている。本発明が解決しようと
する課題は、アルミニウム合金の材料特性として特に耐
熱性が要求される部材部品等において、鋳造冶金材（Ｉ
Ｍ材）で耐熱性を向上させたアルミニウム合金を提供す
ることである。
は燃費の向上が求められている。さらに、高温環境下に
おいてチタン合金が使用されてきた製品では低コスト化
要求より、また鉄等が使用されてきた製品では軽量化要
求より、これらの材料からアルミニウム合金への転換が
求められている。このため、アルミニウム合金のさらな
る耐熱性の向上が望まれている。本発明が解決しようと
する課題は、アルミニウム合金の材料特性として特に耐
熱性が要求される部材部品等において、鋳造冶金材（Ｉ
Ｍ材）で耐熱性を向上させたアルミニウム合金を提供す
ることである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の耐熱性に優れた
アルミニウム合金は、Ｚｒ：０．０５〜０．５０％とＳ
ｃ：０．０５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を
含み、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかを満足
するミクロ組織を有することを特徴とする。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。
アルミニウム合金は、Ｚｒ：０．０５〜０．５０％とＳ
ｃ：０．０５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を
含み、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかを満足
するミクロ組織を有することを特徴とする。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。
【０００７】本発明は、具体的にはＡｌ−Ｃｕ又はＡｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ系（請求項２〜４）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
（請求項５、６）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系（請求項７、
８）、純Ａｌ系（請求項９）、Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系（請
求項１０、１１）、Ａｌ−Ｍｇ系（請求項１２、１３）
及びＡｌ−Ｓｉ系（請求項１４、１５）のアルミニウム
又はアルミニウム合金に対し適用され、Ａｌ−Ｚｒ系分
散粒子及び／又はＡｌ−Ｓｃ系分散粒子の分散した上記
ミクロ組織によりそれぞれの耐熱性のレベルを向上させ
ることができる。
−Ｃｕ−Ｍｇ系（請求項２〜４）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
（請求項５、６）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系（請求項７、
８）、純Ａｌ系（請求項９）、Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系（請
求項１０、１１）、Ａｌ−Ｍｇ系（請求項１２、１３）
及びＡｌ−Ｓｉ系（請求項１４、１５）のアルミニウム
又はアルミニウム合金に対し適用され、Ａｌ−Ｚｒ系分
散粒子及び／又はＡｌ−Ｓｃ系分散粒子の分散した上記
ミクロ組織によりそれぞれの耐熱性のレベルを向上させ
ることができる。
【０００８】
【発明の実施の形態】ＡｌにＣｕ、Ｍｇ、Ｚｎ等を添加
すると高温での固溶量が増大するため、耐熱性が向上す
る。しかしながら、例えばＡｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金を２００〜
３００℃で長時間放置するとそれぞれθ相（CuAl2）、
β相（Mg2Si）及びη相（MgZn2）、Ｔ相（Al2Mg3Zn3）
が粗大化し強度は大幅に低下する。このように、高温で
長時間放置すると、最終的には状態図中で示される成分
と温度との点の平衡状態に達してしまう。このため、Ｃ
ｕ、Ｍｇ、Ｚｎ等の成分の調整だけでは耐熱性の向上に
は限界がある。
すると高温での固溶量が増大するため、耐熱性が向上す
る。しかしながら、例えばＡｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金を２００〜
３００℃で長時間放置するとそれぞれθ相（CuAl2）、
β相（Mg2Si）及びη相（MgZn2）、Ｔ相（Al2Mg3Zn3）
が粗大化し強度は大幅に低下する。このように、高温で
長時間放置すると、最終的には状態図中で示される成分
と温度との点の平衡状態に達してしまう。このため、Ｃ
ｕ、Ｍｇ、Ｚｎ等の成分の調整だけでは耐熱性の向上に
は限界がある。
【０００９】一方、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＳｃ等の遷移
元素は溶解鋳造後、適当な均質化熱処理を施すとそれぞ
れＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｚｒ系及びＡｌ
−Ｓｃ系分散粒子としてＡｌマトリックス中に析出す
る。これら、分散粒子の析出温度は均質化熱処理温度域
であるため、約２００〜３００℃程度の温度域では極め
て安定であり、特に高温で長時間放置あるいは使用した
場合でも高い強度を維持することが期待できる。本発明
者らはこの安定な分散粒子と高温特性との関係につき鋭
意研究を進めた結果、分散粒子のサイズおよび間隔をそ
れぞれ３５〜４５０オングストローム（以下、Ａで代
用）及び０．００５〜０．６μｍに組織制御することに
よりアルミニウム又はアルミニウム合金の耐熱性を向上
でき、またそれぞれを８０〜３００Ａ及び０．１〜０．
４μｍの範囲内としたとき耐熱性の向上に特に効果的で
あることを見い出した。
元素は溶解鋳造後、適当な均質化熱処理を施すとそれぞ
れＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｚｒ系及びＡｌ
−Ｓｃ系分散粒子としてＡｌマトリックス中に析出す
る。これら、分散粒子の析出温度は均質化熱処理温度域
であるため、約２００〜３００℃程度の温度域では極め
て安定であり、特に高温で長時間放置あるいは使用した
場合でも高い強度を維持することが期待できる。本発明
者らはこの安定な分散粒子と高温特性との関係につき鋭
意研究を進めた結果、分散粒子のサイズおよび間隔をそ
れぞれ３５〜４５０オングストローム（以下、Ａで代
用）及び０．００５〜０．６μｍに組織制御することに
よりアルミニウム又はアルミニウム合金の耐熱性を向上
でき、またそれぞれを８０〜３００Ａ及び０．１〜０．
４μｍの範囲内としたとき耐熱性の向上に特に効果的で
あることを見い出した。
【００１０】但し、通常の均質化熱処理条件では、Ａｌ
−Ｍｎ系分散粒子は数千Ａに、またＡｌ−Ｃｒ系分散粒
子は千Ａ程度まで成長するため、これら分散粒子には大
きな効果は期待できないことが分かった。しかし、本発
明者らは、Ａｌ−Ｚｒ系及びＡｌ−Ｓｃ系分散粒子は、
ＺｒとＳｃの添加量及び均質化熱処理条件を最適化する
ことで、サイズおよび間隔をそれぞれ３５〜４５０Ａ望
ましくは８０〜３００Ａ、及び０．００５〜０．６μｍ
望ましくは０．１〜０．４μｍに組織制御することがで
きることを見い出した。
−Ｍｎ系分散粒子は数千Ａに、またＡｌ−Ｃｒ系分散粒
子は千Ａ程度まで成長するため、これら分散粒子には大
きな効果は期待できないことが分かった。しかし、本発
明者らは、Ａｌ−Ｚｒ系及びＡｌ−Ｓｃ系分散粒子は、
ＺｒとＳｃの添加量及び均質化熱処理条件を最適化する
ことで、サイズおよび間隔をそれぞれ３５〜４５０Ａ望
ましくは８０〜３００Ａ、及び０．００５〜０．６μｍ
望ましくは０．１〜０．４μｍに組織制御することがで
きることを見い出した。
【００１１】Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサ
イズおよび間隔をそれぞれ３５〜４５０Ａ及び０．００
５〜０．６μｍに組織制御することにより、高温変形中
にこれらの分散粒子が転位の運動に対して抵抗となり、
耐熱性は大幅に向上する。しかし、分散粒子サイズが３
５Ａ未満では分散粒子の強度は小さく、運動転位に分散
粒子が切断されてしまい、強度の大幅な向上は期待でき
ず、また４５０Ａを越えるような分散粒子になると運動
転位は分散粒子をバイパスしてしまい、やはり強度の大
幅な向上は期待できない。一方、分散粒子サイズが３５
Ａ以上でも粒子間の間隔が０．６μｍを超えるほどに粗
に分布する場合は、運動転位は分散粒子をバイパスして
しまい、強度の大幅な向上は期待できない。また、粒子
間の間隔が０．００５μｍ未満では、強度が高くなりす
ぎ加工が困難となる場合がある。従って、分散粒子のサ
イズおよび間隔はそれぞれ３５〜４５０Ａ望ましくは８
０〜３００Ａ、及び０．００５〜０．６μｍ望ましくは
０．１〜０．４μｍに組織制御することが必要となる。
イズおよび間隔をそれぞれ３５〜４５０Ａ及び０．００
５〜０．６μｍに組織制御することにより、高温変形中
にこれらの分散粒子が転位の運動に対して抵抗となり、
耐熱性は大幅に向上する。しかし、分散粒子サイズが３
５Ａ未満では分散粒子の強度は小さく、運動転位に分散
粒子が切断されてしまい、強度の大幅な向上は期待でき
ず、また４５０Ａを越えるような分散粒子になると運動
転位は分散粒子をバイパスしてしまい、やはり強度の大
幅な向上は期待できない。一方、分散粒子サイズが３５
Ａ以上でも粒子間の間隔が０．６μｍを超えるほどに粗
に分布する場合は、運動転位は分散粒子をバイパスして
しまい、強度の大幅な向上は期待できない。また、粒子
間の間隔が０．００５μｍ未満では、強度が高くなりす
ぎ加工が困難となる場合がある。従って、分散粒子のサ
イズおよび間隔はそれぞれ３５〜４５０Ａ望ましくは８
０〜３００Ａ、及び０．００５〜０．６μｍ望ましくは
０．１〜０．４μｍに組織制御することが必要となる。
【００１２】各成分の作用 Ｚｒ、Ｓｃは均質化熱処理時にそれぞれＺｒＡｌ3及び
ＳｃＡｌ3等の分散粒子を生成する。これら分散粒子は
高温変形時に抵抗となり、耐熱性を向上させる。また再
結晶後の粒界移動を妨げる作用があるため微細結晶粒の
作製には効果的である。本発明においては、分散粒子の
サイズ及び間隔をそれぞれ３５〜４５０Ａと０．００５
〜０．６μｍに組織制御する必要があり、このためには
それぞれの添加量は０．０５ｗｔ％以上が望ましい。し
かしながら過剰な添加は溶解鋳造時に粗大な不溶性金属
間化合物を生成しやすく成形不良原因となり、また特に
Ｚｒの過剰添加はミクロ組織をファイバー状にしやすく
特定方向の破壊靱性および疲労特性さらには成形性を劣
化させる。このためＺｒの添加量は０．５ｗｔ％、Ｓｃ
の添加量は１．０ｗｔ％以下に規制されることが望まし
い。ＺｒとＳｃの一方又は両方を上記範囲内で添加する
ことでアルミニウム合金の耐熱性が向上するが、特にＺ
ｒとＳｃの両方を添加するとき耐熱性の向上効果が大き
くなる。
ＳｃＡｌ3等の分散粒子を生成する。これら分散粒子は
高温変形時に抵抗となり、耐熱性を向上させる。また再
結晶後の粒界移動を妨げる作用があるため微細結晶粒の
作製には効果的である。本発明においては、分散粒子の
サイズ及び間隔をそれぞれ３５〜４５０Ａと０．００５
〜０．６μｍに組織制御する必要があり、このためには
それぞれの添加量は０．０５ｗｔ％以上が望ましい。し
かしながら過剰な添加は溶解鋳造時に粗大な不溶性金属
間化合物を生成しやすく成形不良原因となり、また特に
Ｚｒの過剰添加はミクロ組織をファイバー状にしやすく
特定方向の破壊靱性および疲労特性さらには成形性を劣
化させる。このためＺｒの添加量は０．５ｗｔ％、Ｓｃ
の添加量は１．０ｗｔ％以下に規制されることが望まし
い。ＺｒとＳｃの一方又は両方を上記範囲内で添加する
ことでアルミニウム合金の耐熱性が向上するが、特にＺ
ｒとＳｃの両方を添加するとき耐熱性の向上効果が大き
くなる。
【００１３】Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒは均質加熱処理時にそれぞ
れＡｌ20Ｃｕ2Ｍｎ3及びＡｌ12Ｍｇ2Ｃｒ等の分散粒子
を生成する。これら分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨
げる作用があるため微細結晶粒の作製には効果的であ
る。これらの効果を得るにはＶ、Ｍｎ、Ｃｒそれぞれの
添加量は０．０５％、０．０５％、０．１５％以上であ
ることが望ましい。しかしながら過剰な添加は溶解鋳造
時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく成形不良
原因となる、このためＶ、Ｍｎ、Ｃｒそれぞれの添加量
は０．１５％、１．５％、０．３０％以下に規制される
ことが望ましい。
れＡｌ20Ｃｕ2Ｍｎ3及びＡｌ12Ｍｇ2Ｃｒ等の分散粒子
を生成する。これら分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨
げる作用があるため微細結晶粒の作製には効果的であ
る。これらの効果を得るにはＶ、Ｍｎ、Ｃｒそれぞれの
添加量は０．０５％、０．０５％、０．１５％以上であ
ることが望ましい。しかしながら過剰な添加は溶解鋳造
時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく成形不良
原因となる、このためＶ、Ｍｎ、Ｃｒそれぞれの添加量
は０．１５％、１．５％、０．３０％以下に規制される
ことが望ましい。
【００１４】ＮｉはＡｌ中には殆ど固溶せず、凝固時に
Ａｌとの共晶反応によってマトリックス中に硬い繊維状
のＮｉＡｌ3として晶出する。このＮｉＡｌ3は高温での
強度低下が少なく、耐熱性を向上させる作用を有する。
しかしながら、Ｎｉの添加量が０．８％未満であるとそ
の繊維強化作用が十分ではない。また、過剰な添加は粗
大なＮｉＡｌ3を晶出させ、成形不良の原因となる。こ
のため２．４％以下に規制されることが望ましい。Ｆｅ
はＡｌ中には殆ど固溶せず晶出物等を形成する。これら
は破壊の起点となるため、Ｆｅの添加量は０．５％以
下、望ましくは０．２５％以下に規制されることが望ま
しいが、特にＮｉと同時に添加するとＡｌ9（Ｆｅ−Ｎ
ｉ）を形成し、耐熱性は著しく向上する。ただし、１．
５％を越えると不溶性金属間化合物を生成しやすい。こ
のため、１．５％以下に規制されるのが望ましい。
Ａｌとの共晶反応によってマトリックス中に硬い繊維状
のＮｉＡｌ3として晶出する。このＮｉＡｌ3は高温での
強度低下が少なく、耐熱性を向上させる作用を有する。
しかしながら、Ｎｉの添加量が０．８％未満であるとそ
の繊維強化作用が十分ではない。また、過剰な添加は粗
大なＮｉＡｌ3を晶出させ、成形不良の原因となる。こ
のため２．４％以下に規制されることが望ましい。Ｆｅ
はＡｌ中には殆ど固溶せず晶出物等を形成する。これら
は破壊の起点となるため、Ｆｅの添加量は０．５％以
下、望ましくは０．２５％以下に規制されることが望ま
しいが、特にＮｉと同時に添加するとＡｌ9（Ｆｅ−Ｎ
ｉ）を形成し、耐熱性は著しく向上する。ただし、１．
５％を越えると不溶性金属間化合物を生成しやすい。こ
のため、１．５％以下に規制されるのが望ましい。
【００１５】Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎ及びＳｉは固溶強化及び
析出強化によりアルミニウム合金の常温及び高温強度を
向上させる元素である。これらは固溶強化及び析出強化
の双方の作用によりアルミニウム合金の強度を向上させ
る。
析出強化によりアルミニウム合金の常温及び高温強度を
向上させる元素である。これらは固溶強化及び析出強化
の双方の作用によりアルミニウム合金の強度を向上させ
る。
【００１６】さて、請求項２の合金は２０００系に相当
するもので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＣｕ：１〜８％
と必要に応じＭｇ：０．１〜２．５％を含む。必要があ
ればさらにＦｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は
２種以上を添加し、耐熱性を向上させることができる。
この系の合金において、Ｃｕの添加量が１％未満では固
溶、析出硬化の程度が小さく、十分な強度を得ることが
できない。一方、８％を越えるとＣｕＡｌ2の組成を有
する晶出物が発生するため、押出性や鍛造性等、及び常
温での成形加工性が低下する。このため、Ｃｕの添加量
は１〜８％、望ましくは１．５〜６．８％とする。Ｍｇ
の添加量は０．１％未満では、固溶、析出硬化の程度が
小さく、十分な強度を得ることができない。一方、２．
５％を越えると、常温強度が高くなりすぎ成形性が低下
する。このため、Ｍｇの添加量は０．１〜２．５％、望
ましくは０．５〜１・８％とする。
するもので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＣｕ：１〜８％
と必要に応じＭｇ：０．１〜２．５％を含む。必要があ
ればさらにＦｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は
２種以上を添加し、耐熱性を向上させることができる。
この系の合金において、Ｃｕの添加量が１％未満では固
溶、析出硬化の程度が小さく、十分な強度を得ることが
できない。一方、８％を越えるとＣｕＡｌ2の組成を有
する晶出物が発生するため、押出性や鍛造性等、及び常
温での成形加工性が低下する。このため、Ｃｕの添加量
は１〜８％、望ましくは１．５〜６．８％とする。Ｍｇ
の添加量は０．１％未満では、固溶、析出硬化の程度が
小さく、十分な強度を得ることができない。一方、２．
５％を越えると、常温強度が高くなりすぎ成形性が低下
する。このため、Ｍｇの添加量は０．１〜２．５％、望
ましくは０．５〜１・８％とする。
【００１７】請求項５の合金は６０００系に相当するも
ので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＳｉ：０．１〜１．５
％とＭｇ：０．２〜２％を含む。必要があればさらにＣ
ｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は２種以
上を添加し耐熱性を向上させることができる。この系の
合金において、Ｓｉの添加量が０．１％未満では析出硬
化の程度が小さく、十分な強度を得ることができない。
一方、１．５％を越えるとＭｇ2Ｓｉの組成を有する巨
大晶出物が発生しやすくなる。このため、押出性、鍛造
性等、及び常温での成形加工性が低下する。このため、
Ｓｉの添加量は０．１〜１．５％、望ましくは０．２〜
１．２％とする。Ｍｇの添加量は０．２％未満では、固
溶、析出硬化の程度が小さく、十分な強度を得ることが
できない。一方、２％を越えると、常温強度が高くなり
すぎ成形性が低下する。このため、Ｍｇの添加量は０．
２〜２％、望ましくは０．３５〜１．５％とする。ま
た、この系の合金にＣｕを添加するとＭｇ2Ｓｉが微細
析出するため強度が増大する。しかし、添加量が０．０
５％未満では効果が小さく、１％を越えると常温強度が
高くなりすぎ成形性が低下し、同時に耐食性も低下す
る。このため、Ｃｕの添加量は０．０５〜１．０％とす
る。
ので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＳｉ：０．１〜１．５
％とＭｇ：０．２〜２％を含む。必要があればさらにＣ
ｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は２種以
上を添加し耐熱性を向上させることができる。この系の
合金において、Ｓｉの添加量が０．１％未満では析出硬
化の程度が小さく、十分な強度を得ることができない。
一方、１．５％を越えるとＭｇ2Ｓｉの組成を有する巨
大晶出物が発生しやすくなる。このため、押出性、鍛造
性等、及び常温での成形加工性が低下する。このため、
Ｓｉの添加量は０．１〜１．５％、望ましくは０．２〜
１．２％とする。Ｍｇの添加量は０．２％未満では、固
溶、析出硬化の程度が小さく、十分な強度を得ることが
できない。一方、２％を越えると、常温強度が高くなり
すぎ成形性が低下する。このため、Ｍｇの添加量は０．
２〜２％、望ましくは０．３５〜１．５％とする。ま
た、この系の合金にＣｕを添加するとＭｇ2Ｓｉが微細
析出するため強度が増大する。しかし、添加量が０．０
５％未満では効果が小さく、１％を越えると常温強度が
高くなりすぎ成形性が低下し、同時に耐食性も低下す
る。このため、Ｃｕの添加量は０．０５〜１．０％とす
る。
【００１８】請求項７の合金は７０００系に相当するも
ので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＺｎ：０．１〜１０％
とＭｇ：０．１〜３．５％を含む。必要があればさらに
Ｃｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は２種
以上を添加し、耐熱性を向上させることができる。この
系の合金において、Ｚｎの添加量が０．１％未満では固
溶、析出硬化の程度が小さく十分な強度を得ることがで
きない。一方、１０％を越えると熱間加工性が低下し、
圧延割れ等が発生し易くなる。このため、Ｚｎの添加量
は０．１〜１０％、望ましくは０．８〜６．７％とす
る。Ｍｇの添加量は０．１％未満では、固溶、析出硬化
の程度が小さく十分な強度を得ることができない。一
方、３．５％を越えると、常温強度が高くなりすぎ成形
性が低下する。このため、Ｍｇの添加量は０．１〜３．
５％、望ましくは０．１〜２．９％とする。また、Ｃｕ
の添加で時効硬化性が向上する。しかし、０．１％未満
では効果が小さく、３％を越えると常温強度が高くなり
すぎ成形性が低下し、同時に耐食性も低下する。このた
め、この系におけるＣｕの添加量は０．１〜３％、望ま
しくは０．１〜２．６％とする。
ので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＺｎ：０．１〜１０％
とＭｇ：０．１〜３．５％を含む。必要があればさらに
Ｃｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は２種
以上を添加し、耐熱性を向上させることができる。この
系の合金において、Ｚｎの添加量が０．１％未満では固
溶、析出硬化の程度が小さく十分な強度を得ることがで
きない。一方、１０％を越えると熱間加工性が低下し、
圧延割れ等が発生し易くなる。このため、Ｚｎの添加量
は０．１〜１０％、望ましくは０．８〜６．７％とす
る。Ｍｇの添加量は０．１％未満では、固溶、析出硬化
の程度が小さく十分な強度を得ることができない。一
方、３．５％を越えると、常温強度が高くなりすぎ成形
性が低下する。このため、Ｍｇの添加量は０．１〜３．
５％、望ましくは０．１〜２．９％とする。また、Ｃｕ
の添加で時効硬化性が向上する。しかし、０．１％未満
では効果が小さく、３％を越えると常温強度が高くなり
すぎ成形性が低下し、同時に耐食性も低下する。このた
め、この系におけるＣｕの添加量は０．１〜３％、望ま
しくは０．１〜２．６％とする。
【００１９】請求項９の合金は１０００系に相当し、Ｚ
ｒとＳｃのほか、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕの
うち１種又は２種以上を添加し耐熱性を向上させたもの
である。
ｒとＳｃのほか、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕの
うち１種又は２種以上を添加し耐熱性を向上させたもの
である。
【００２０】請求項１０の合金は３０００系に相当する
もので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＭｎ：０．０５〜
１．５％とＭｇ：０．０５〜１．５％を含む。必要があ
ればＣｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒのうち１種又は２種以
上を添加し、耐熱性を向上させることができる。この系
の合金において、Ｍｇの添加量が０．０５％未満では固
溶硬化の程度が小さく十分な強度を得ることができな
い。一方、１．５％を越えると、常温強度が高くなりす
ぎ成形性が低下する。このため、Ｍｇの添加量は０．０
５〜１．５％、望ましくは０．２〜１．３％とする。な
お、Ｍｎの添加量は先に述べた通りであるが、この系の
合金では望ましくは０．３〜１．３％である。また、Ｃ
ｕの添加で時効硬化性が生じる。しかし、０．０５％未
満では効果は小さい。また、０．４％を越えると、耐食
性が低下する。このため、この系においてＣｕの添加量
は０．０５〜０．４％、望ましくは０．０５〜０．２５
％とする。
もので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＭｎ：０．０５〜
１．５％とＭｇ：０．０５〜１．５％を含む。必要があ
ればＣｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒのうち１種又は２種以
上を添加し、耐熱性を向上させることができる。この系
の合金において、Ｍｇの添加量が０．０５％未満では固
溶硬化の程度が小さく十分な強度を得ることができな
い。一方、１．５％を越えると、常温強度が高くなりす
ぎ成形性が低下する。このため、Ｍｇの添加量は０．０
５〜１．５％、望ましくは０．２〜１．３％とする。な
お、Ｍｎの添加量は先に述べた通りであるが、この系の
合金では望ましくは０．３〜１．３％である。また、Ｃ
ｕの添加で時効硬化性が生じる。しかし、０．０５％未
満では効果は小さい。また、０．４％を越えると、耐食
性が低下する。このため、この系においてＣｕの添加量
は０．０５〜０．４％、望ましくは０．０５〜０．２５
％とする。
【００２１】請求項１２の合金は５０００系に相当する
もので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＭｇ：０．０５〜７
％を含む。必要があればＣｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、
Ｃｒのうち１種又は２種以上を添加し、耐熱性を向上さ
せることができる。この系の合金において、Ｍｇの添加
量が０．０５％未満では固溶硬化の程度が小さく、十分
な強度を得ることができない。一方、７％を越えると、
常温強度が高くなりすぎ成形性が低下し、また熱間加工
性が低下し、圧延割れが生じやすくなる。さらに、応力
腐食割れが調質の種類に係わらず発生しやすくなる。こ
のため、Ｍｇの添加量は０．０５〜７％、望ましくは
０．５〜５．６％とする。
もので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＭｇ：０．０５〜７
％を含む。必要があればＣｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、
Ｃｒのうち１種又は２種以上を添加し、耐熱性を向上さ
せることができる。この系の合金において、Ｍｇの添加
量が０．０５％未満では固溶硬化の程度が小さく、十分
な強度を得ることができない。一方、７％を越えると、
常温強度が高くなりすぎ成形性が低下し、また熱間加工
性が低下し、圧延割れが生じやすくなる。さらに、応力
腐食割れが調質の種類に係わらず発生しやすくなる。こ
のため、Ｍｇの添加量は０．０５〜７％、望ましくは
０．５〜５．６％とする。
【００２２】請求項１４の合金は４０００系に相当する
もので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＳｉ：０．２〜２２
％を含む。必要があればＭｇ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は２種以上を添加し、耐熱性を
向上させることができる。この系の合金において、Ｓｉ
の添加量が０．２％未満では固溶、析出硬化の程度が小
さく、十分な強度を得ることができない。一方、２２％
を越えると鋳造割れが生じやすくなる。このため、Ｓｉ
の添加量は０．２〜２２％、望ましくは０．２〜１８％
とする。Ｍｇの添加量が０．０５％未満では固溶、析出
硬化の程度が小さく、十分な強度を得ることができな
い。また、１．５％を越えると時効硬化による強度増分
は小さくなる。このため、Ｍｇの添加量は０．０５〜
１．５％、望ましくは０．０５〜１．３％とする。ま
た、Ｃｕの添加で時効硬化性が生じる。しかし、０．０
５％未満では効果は小さく、１．５％を超えると耐食性
が低下する。このため、この系ではＣｕの添加量は０．
０５〜１．５％、望ましくは０．０５〜１．３％とす
る。
もので、ＺｒとＳｃのほか基本的にＳｉ：０．２〜２２
％を含む。必要があればＭｇ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒのうち１種又は２種以上を添加し、耐熱性を
向上させることができる。この系の合金において、Ｓｉ
の添加量が０．２％未満では固溶、析出硬化の程度が小
さく、十分な強度を得ることができない。一方、２２％
を越えると鋳造割れが生じやすくなる。このため、Ｓｉ
の添加量は０．２〜２２％、望ましくは０．２〜１８％
とする。Ｍｇの添加量が０．０５％未満では固溶、析出
硬化の程度が小さく、十分な強度を得ることができな
い。また、１．５％を越えると時効硬化による強度増分
は小さくなる。このため、Ｍｇの添加量は０．０５〜
１．５％、望ましくは０．０５〜１．３％とする。ま
た、Ｃｕの添加で時効硬化性が生じる。しかし、０．０
５％未満では効果は小さく、１．５％を超えると耐食性
が低下する。このため、この系ではＣｕの添加量は０．
０５〜１．５％、望ましくは０．０５〜１．３％とす
る。
【００２３】本発明合金による製品は板材、形材、鍛造
材、鋳造材のいずれの形態でも可能であり、板材の場合
では、例えば、溶解鋳造により鋳塊にした後、均質化熱
処理、熱間圧延を行い、さらには必要に応じ、冷間圧
延、溶体化処理水焼入れ、引張矯正、時効処理等を順次
行うことにより提供できる。以下にさらに詳細に述べ
る。
材、鋳造材のいずれの形態でも可能であり、板材の場合
では、例えば、溶解鋳造により鋳塊にした後、均質化熱
処理、熱間圧延を行い、さらには必要に応じ、冷間圧
延、溶体化処理水焼入れ、引張矯正、時効処理等を順次
行うことにより提供できる。以下にさらに詳細に述べ
る。
【００２４】溶解鋳造では鋳造に先立ち脱ガス処理によ
り溶湯中の水素濃度を規制することが望ましい。溶湯中
に含まれる水素はアルミニウム合金中への固溶度が極端
に低いため鋳造時にミクロポロシティを形成し、最終製
品中に小さな空洞として残存する。この空洞は破壊の起
点となりやすく製品の破壊靱性および疲労特性を低下さ
せる原因となる。特に、溶解鋳造後の圧延率、鍛錬度等
の加工度が低い製品においてはミクロポロシティが破壊
されず空洞として残存しやすい。このため溶湯中の水素
ガス濃度は０．０５ｃｃ／１００ｍｌＡｌ以下、望まし
くは０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌに規制されることが
望ましい。
り溶湯中の水素濃度を規制することが望ましい。溶湯中
に含まれる水素はアルミニウム合金中への固溶度が極端
に低いため鋳造時にミクロポロシティを形成し、最終製
品中に小さな空洞として残存する。この空洞は破壊の起
点となりやすく製品の破壊靱性および疲労特性を低下さ
せる原因となる。特に、溶解鋳造後の圧延率、鍛錬度等
の加工度が低い製品においてはミクロポロシティが破壊
されず空洞として残存しやすい。このため溶湯中の水素
ガス濃度は０．０５ｃｃ／１００ｍｌＡｌ以下、望まし
くは０．０２ｃｃ／１００ｍｌＡｌに規制されることが
望ましい。
【００２５】均質化熱処理は破壊靱性および疲労特性に
有害な晶出物を再固溶させるためと、特にＡｌ−Ｚｒ系
及びＡｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズを３５〜４５０Ａ、
望ましくは８０〜３００Ａとし、その間隔を０．００５
〜０．６μｍ、望ましくは０．１〜０．４μｍに組織制
御するために行う。最適な均質化熱処理条件は３５０℃
以上、望ましくは３８０℃以上で２ｈｒ以上である。３
５０℃未満では晶出物を再固溶させるには低温すぎ、ま
た４７０℃を超える温度では分散粒子が粗大化し耐熱性
の向上に必要な分散粒子サイズを得ることが困難とな
る。このため均質化熱処理は３５０〜４７０℃で２ｈｒ
以上が望ましく、さらに望ましくは３８０〜４７０℃で
２ｈｒ以上である。
有害な晶出物を再固溶させるためと、特にＡｌ−Ｚｒ系
及びＡｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズを３５〜４５０Ａ、
望ましくは８０〜３００Ａとし、その間隔を０．００５
〜０．６μｍ、望ましくは０．１〜０．４μｍに組織制
御するために行う。最適な均質化熱処理条件は３５０℃
以上、望ましくは３８０℃以上で２ｈｒ以上である。３
５０℃未満では晶出物を再固溶させるには低温すぎ、ま
た４７０℃を超える温度では分散粒子が粗大化し耐熱性
の向上に必要な分散粒子サイズを得ることが困難とな
る。このため均質化熱処理は３５０〜４７０℃で２ｈｒ
以上が望ましく、さらに望ましくは３８０〜４７０℃で
２ｈｒ以上である。
【００２６】なお、この均質化熱処理条件にて晶出物の
再固溶が不十分な場合は、必要温度まで急速に再加熱後
直ちに熱間圧延を開始してもよい。このとき、インダク
ションヒーター等で急速加熱できればなおよく、また、
３５０℃〜再加熱温度内において階段状に温度を上げて
いってもよい。一方、晶出物の主な成分であるＦｅ、Ｓ
ｉ等の添加量が少なく、成分的に晶出物が生じにくい場
合には、均質化熱処理温度を３５０℃未満の低温で行う
こともできる。また、晶出物を原因とする靱性の低下、
疲労き裂伝播速度の増大等を問題にしない用途に本発明
合金を使用する場合においても、均質化熱処理温度を３
５０℃未満の低温で行ってよい。最適な均熱条件（温
度、時間）は溶解鋳造時の凝固速度及び均熱時の加熱速
度等により当然変化してくるものであり、要するに、最
終製品の段階で本発明に規定するミクロ組織が得られれ
ばよいのであって、先に示した３５０℃〜４７０℃、望
ましくは３８０℃〜４７０℃で２ｈｒ以上の条件は代表
的均質化熱処理条件である。また、本発明に規定するミ
クロ組織が得られれば耐熱性は向上することより、請求
項２〜１５で定める合金系以外のアルミニウム合金にお
いても効果が期待できるのは当然のことである。
再固溶が不十分な場合は、必要温度まで急速に再加熱後
直ちに熱間圧延を開始してもよい。このとき、インダク
ションヒーター等で急速加熱できればなおよく、また、
３５０℃〜再加熱温度内において階段状に温度を上げて
いってもよい。一方、晶出物の主な成分であるＦｅ、Ｓ
ｉ等の添加量が少なく、成分的に晶出物が生じにくい場
合には、均質化熱処理温度を３５０℃未満の低温で行う
こともできる。また、晶出物を原因とする靱性の低下、
疲労き裂伝播速度の増大等を問題にしない用途に本発明
合金を使用する場合においても、均質化熱処理温度を３
５０℃未満の低温で行ってよい。最適な均熱条件（温
度、時間）は溶解鋳造時の凝固速度及び均熱時の加熱速
度等により当然変化してくるものであり、要するに、最
終製品の段階で本発明に規定するミクロ組織が得られれ
ばよいのであって、先に示した３５０℃〜４７０℃、望
ましくは３８０℃〜４７０℃で２ｈｒ以上の条件は代表
的均質化熱処理条件である。また、本発明に規定するミ
クロ組織が得られれば耐熱性は向上することより、請求
項２〜１５で定める合金系以外のアルミニウム合金にお
いても効果が期待できるのは当然のことである。
【００２７】本発明合金を心材とし、純アルミニウム合
金あるいは７０７２合金を皮材とする合わせ材を製造す
る場合は、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎ等の心材成分の皮材中への
拡散を低減し耐食性の低下を防止するため、望ましくは
心材および皮材を別々に均質化熱処理後、心材の両側あ
るいは片側を皮材で被覆し、次の熱間圧延で圧着し合わ
せ材とすることが望ましい。
金あるいは７０７２合金を皮材とする合わせ材を製造す
る場合は、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎ等の心材成分の皮材中への
拡散を低減し耐食性の低下を防止するため、望ましくは
心材および皮材を別々に均質化熱処理後、心材の両側あ
るいは片側を皮材で被覆し、次の熱間圧延で圧着し合わ
せ材とすることが望ましい。
【００２８】熱間圧延および冷間圧延は常法に則り行う
ものであるが、最終製品での結晶粒を微細化する必要が
ある場合には熱間圧延入側、出側温度をともに低温化
し、圧延時に導入される加工硬化量を大きくすることが
望ましく、特に熱間圧延後の冷間圧延を省略するような
製品においては必要である。結晶粒の微細化により破壊
靱性および疲労特性が向上し、さらには成形加工性をも
向上できる。熱間圧延は均質化熱処理終了後、鋳塊を炉
から取り出し後４１０℃以下から開始することが望まし
い。４１０℃を越える温度から熱間圧延を開始すると圧
延中の回復量が大きく加工硬化量が激減する。また、熱
間圧延出側温度は２５０℃を超えると再結晶が完了して
しまい冷却中に粒成長が生じ易く、特に次製造工程にお
いて冷間圧延が省略され溶体化処理等の熱処理が行われ
る製品においては熱処理中にも粒成長が生じ易い。さら
に熱間圧延出側温度が２１０℃未満では圧延面に顕著な
圧延キズが生じ易くなる。このため、熱間圧延出側温度
は２１０℃以上２５０℃以下が望ましい。
ものであるが、最終製品での結晶粒を微細化する必要が
ある場合には熱間圧延入側、出側温度をともに低温化
し、圧延時に導入される加工硬化量を大きくすることが
望ましく、特に熱間圧延後の冷間圧延を省略するような
製品においては必要である。結晶粒の微細化により破壊
靱性および疲労特性が向上し、さらには成形加工性をも
向上できる。熱間圧延は均質化熱処理終了後、鋳塊を炉
から取り出し後４１０℃以下から開始することが望まし
い。４１０℃を越える温度から熱間圧延を開始すると圧
延中の回復量が大きく加工硬化量が激減する。また、熱
間圧延出側温度は２５０℃を超えると再結晶が完了して
しまい冷却中に粒成長が生じ易く、特に次製造工程にお
いて冷間圧延が省略され溶体化処理等の熱処理が行われ
る製品においては熱処理中にも粒成長が生じ易い。さら
に熱間圧延出側温度が２１０℃未満では圧延面に顕著な
圧延キズが生じ易くなる。このため、熱間圧延出側温度
は２１０℃以上２５０℃以下が望ましい。
【００２９】熱間圧延を終了した圧延板は必要に応じて
冷間圧延を行い、さらに必要に応じて溶体化処理および
焼入れを行う。熱処理炉はバッチ炉、連続焼炉、溶融塩
浴炉のいずれを用いてもよく、また焼き入れは水浸漬、
水噴射、空気噴射のいずれを用いてもよい。溶体化処理
および焼き入れは可溶性金属間化合物を再固溶しかつ冷
却中の再析出を十分に抑制するためＪＩＳ−Ｗ−１１０
３、ＭＩＬ−Ｈ−６０８８Ｆに規定された条件内にて行
うことが望ましい。なお溶体化処理温度までの昇温中に
生じる結晶粒の粗大化を防止し破壊靱性および疲労特性
に優れる微細再結晶を得るには昇温速度は５℃／分以上
に保つことが望ましい。
冷間圧延を行い、さらに必要に応じて溶体化処理および
焼入れを行う。熱処理炉はバッチ炉、連続焼炉、溶融塩
浴炉のいずれを用いてもよく、また焼き入れは水浸漬、
水噴射、空気噴射のいずれを用いてもよい。溶体化処理
および焼き入れは可溶性金属間化合物を再固溶しかつ冷
却中の再析出を十分に抑制するためＪＩＳ−Ｗ−１１０
３、ＭＩＬ−Ｈ−６０８８Ｆに規定された条件内にて行
うことが望ましい。なお溶体化処理温度までの昇温中に
生じる結晶粒の粗大化を防止し破壊靱性および疲労特性
に優れる微細再結晶を得るには昇温速度は５℃／分以上
に保つことが望ましい。
【００３０】なお、Ａｌ−Ｚｒ系及びＡｌ−Ｓｉ系分散
粒子の粗大化を防止するためにも、均質化処理後のあら
ゆる熱処理（溶体化処理を含む）はできるだけ低温でか
つ短時間で完了することが望ましいことは当然である。
焼入れ材は焼き入れ時の歪み矯正および最終製品の耐力
値を増大させることを目的として、冷間圧延機およびス
トレッチャー等を用いて伸び換算値で最大１０％までの
冷間加工を必要に応じて行う。さらに、室温時効あるい
は人工時効により製品強度を増大させてもよい。
粒子の粗大化を防止するためにも、均質化処理後のあら
ゆる熱処理（溶体化処理を含む）はできるだけ低温でか
つ短時間で完了することが望ましいことは当然である。
焼入れ材は焼き入れ時の歪み矯正および最終製品の耐力
値を増大させることを目的として、冷間圧延機およびス
トレッチャー等を用いて伸び換算値で最大１０％までの
冷間加工を必要に応じて行う。さらに、室温時効あるい
は人工時効により製品強度を増大させてもよい。
【００３１】本発明において、分散粒子のサイズの決定
は、最終熱処理後の試料を用いてＴＥＭ写真（×１０万
倍）で行った。分散粒子のサイズは各粒子（２００個以
上）の最大長の平均として求めたものである。また、間
隔はラインインターセプト法（ライン長さ２０μｍ以
上）で算出したものである。なお、合わせ材の場合は、
心材の板厚１／４の部位を観察する。
は、最終熱処理後の試料を用いてＴＥＭ写真（×１０万
倍）で行った。分散粒子のサイズは各粒子（２００個以
上）の最大長の平均として求めたものである。また、間
隔はラインインターセプト法（ライン長さ２０μｍ以
上）で算出したものである。なお、合わせ材の場合は、
心材の板厚１／４の部位を観察する。
【００３２】
【実施例】以下、実施例により本発明をさらに詳述す
る。 （実施例１・・・Ａｌ−Ｃｕ系）下記表１の脚注に示す
化学成分（１）、（２）のアルミニウム合金を各々溶解
鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊の両面の面削（片面
２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。次に、表１に示す条
件で均質化加熱処理後、直ちに３ｍｍ厚まで熱間圧延を
行い、続けて冷間圧延を行い２．５ｍｍ厚の板とした。
冷間圧延材を５３０℃で３５分間溶体化処理後直ちに水
焼入れし、次に、１８８℃で３６ｈｒの熱処理を行いＴ
６材とした。このＴ６材につき、ＴＥＭによるミクロ組
織の観察及び引張試験を行った。
る。 （実施例１・・・Ａｌ−Ｃｕ系）下記表１の脚注に示す
化学成分（１）、（２）のアルミニウム合金を各々溶解
鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊の両面の面削（片面
２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。次に、表１に示す条
件で均質化加熱処理後、直ちに３ｍｍ厚まで熱間圧延を
行い、続けて冷間圧延を行い２．５ｍｍ厚の板とした。
冷間圧延材を５３０℃で３５分間溶体化処理後直ちに水
焼入れし、次に、１８８℃で３６ｈｒの熱処理を行いＴ
６材とした。このＴ６材につき、ＴＥＭによるミクロ組
織の観察及び引張試験を行った。
【００３３】
【表１】
【００３４】ミクロ組織（分散粒子サイズ、間隔）は先
に述べた方法で測定し、引張特性（耐力、伸び）は圧延
方向と直角方向に採取したＪＩＳ１３号Ｂ試験片を用
い、引張速度０．３ｍｍ／分で引張試験を行って求め
た。なお、１５０℃以上の各温度では３０分該温度に保
持した後引張を開始した。表１にその結果を示す。ここ
に示すように、本発明例１〜３は、Ｓｃを含まない比較
例１と比較すると、高温域（〜２５０℃）においても高
い強度を有する。これに対し、分散粒子サイズと粒子間
の間隔が本発明の規定を越える比較例２は比較例１と殆
ど変わらず、伸びも本発明例より劣っている。また、分
散粒子サイズが本発明の規定に満たない比較例３は、高
温域での強度アップが頭打ちとなるほか、均質化処理温
度が低く晶出物が残存するためもあってか、伸びが本発
明例より劣っている。
に述べた方法で測定し、引張特性（耐力、伸び）は圧延
方向と直角方向に採取したＪＩＳ１３号Ｂ試験片を用
い、引張速度０．３ｍｍ／分で引張試験を行って求め
た。なお、１５０℃以上の各温度では３０分該温度に保
持した後引張を開始した。表１にその結果を示す。ここ
に示すように、本発明例１〜３は、Ｓｃを含まない比較
例１と比較すると、高温域（〜２５０℃）においても高
い強度を有する。これに対し、分散粒子サイズと粒子間
の間隔が本発明の規定を越える比較例２は比較例１と殆
ど変わらず、伸びも本発明例より劣っている。また、分
散粒子サイズが本発明の規定に満たない比較例３は、高
温域での強度アップが頭打ちとなるほか、均質化処理温
度が低く晶出物が残存するためもあってか、伸びが本発
明例より劣っている。
【００３５】（実施例２・・・Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系）下
記表２の脚注に示す化学成分（１）〜（４）のアルミニ
ウム合金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊
の両面を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。
次に、４００℃で８ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍ
ｍ厚まで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５
ｍｍ厚の板とした。冷間圧延材を５２０℃で３５分間溶
体化処理後直ちに水焼入れし、次に、２００℃で２０ｈ
ｒの熱処理を行いＴ６材とした。実施例１と同じく、こ
のＴ６材につき、ＴＥＭによるミクロ組織の観察及び引
張試験を行った。
記表２の脚注に示す化学成分（１）〜（４）のアルミニ
ウム合金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊
の両面を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。
次に、４００℃で８ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍ
ｍ厚まで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５
ｍｍ厚の板とした。冷間圧延材を５２０℃で３５分間溶
体化処理後直ちに水焼入れし、次に、２００℃で２０ｈ
ｒの熱処理を行いＴ６材とした。実施例１と同じく、こ
のＴ６材につき、ＴＥＭによるミクロ組織の観察及び引
張試験を行った。
【００３６】
【表２】
【００３７】表２にミクロ組織の測定結果及び引張試験
結果を示す。なお、測定方法は実施例と同じであり、引
張試験方法は１５０℃以上の各温度で３０分又は１００
ｈｒ該温度に保持した後引張を開始した点を除いて実施
例１と同じとした。表２に示すように、Ｓｃ、Ｚｒを含
む本発明例４、５は、これらを含まない比較例４と比較
すると、高温域（〜２５０℃）においても高い強度を有
する。ＺｒとＳｃの両方を含む本発明例６はさらに強度
が高い。
結果を示す。なお、測定方法は実施例と同じであり、引
張試験方法は１５０℃以上の各温度で３０分又は１００
ｈｒ該温度に保持した後引張を開始した点を除いて実施
例１と同じとした。表２に示すように、Ｓｃ、Ｚｒを含
む本発明例４、５は、これらを含まない比較例４と比較
すると、高温域（〜２５０℃）においても高い強度を有
する。ＺｒとＳｃの両方を含む本発明例６はさらに強度
が高い。
【００３８】（実施例３・・・Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）下
記表２の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニ
ウム合金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊
の両面を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。
次に、４５０℃で６ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍ
ｍ厚まで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５
ｍｍ厚の板とした。冷間圧延材を５２０℃で３０分間溶
体化処理後直ちに水焼入れし、次に、１６０℃で１８ｈ
ｒの熱処理を行いＴ６材とした。実施例１と同じく、こ
のＴ６材につき、ＴＥＭによるミクロ組織の観察及び引
張試験を行った。
記表２の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニ
ウム合金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊
の両面を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。
次に、４５０℃で６ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍ
ｍ厚まで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５
ｍｍ厚の板とした。冷間圧延材を５２０℃で３０分間溶
体化処理後直ちに水焼入れし、次に、１６０℃で１８ｈ
ｒの熱処理を行いＴ６材とした。実施例１と同じく、こ
のＴ６材につき、ＴＥＭによるミクロ組織の観察及び引
張試験を行った。
【００３９】
【表３】
【００４０】表３にミクロ組織の測定結果及び引張試験
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表３に示すように、Ｓｃを含む本発明例７
は、Ｓｃを含まない比較例５と比較すると、高温域（〜
２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳｃの
両方を含む本発明例８はさらに強度が高い。
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表３に示すように、Ｓｃを含む本発明例７
は、Ｓｃを含まない比較例５と比較すると、高温域（〜
２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳｃの
両方を含む本発明例８はさらに強度が高い。
【００４１】（実施例４・・・Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系）下
記表４の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニ
ウム合金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊
の両面を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。
次に、４３０℃で１２ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３
ｍｍ厚まで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．
５ｍｍ厚の板とした。冷間圧延材を４８０℃で３５分間
溶体化処理後直ちに水焼入れし、次に、１２０℃で２４
ｈｒの熱処理を行いＴ６材とした。実施例１と同じく、
このＴ６材につき、ＴＥＭによるミクロ組織の観察及び
引張試験を行った。
記表４の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニ
ウム合金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊
の両面を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。
次に、４３０℃で１２ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３
ｍｍ厚まで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．
５ｍｍ厚の板とした。冷間圧延材を４８０℃で３５分間
溶体化処理後直ちに水焼入れし、次に、１２０℃で２４
ｈｒの熱処理を行いＴ６材とした。実施例１と同じく、
このＴ６材につき、ＴＥＭによるミクロ組織の観察及び
引張試験を行った。
【００４２】
【表４】
【００４３】表４にミクロ組織の測定結果及び引張試験
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表４に示すように、Ｓｃを含む本発明例９
は、Ｓｃを含まない比較例６と比較すると、高温域（〜
２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳｃの
両方を含む本発明例１０はさらに強度が高い。
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表４に示すように、Ｓｃを含む本発明例９
は、Ｓｃを含まない比較例６と比較すると、高温域（〜
２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳｃの
両方を含む本発明例１０はさらに強度が高い。
【００４４】（実施例５・・・Ａｌ−Ｍｇ系）下記表５
の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニウム合
金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊の両面
を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。次に、
４６０℃で４ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍｍ厚ま
で熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５ｍｍ厚
の板とした。冷間圧延材を３４５℃で２ｈｒ焼鈍しＯ材
とした。実施例１と同じく、このＯ材につき、ＴＥＭに
よるミクロ組織の観察及び引張試験を行った。
の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニウム合
金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊の両面
を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。次に、
４６０℃で４ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍｍ厚ま
で熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５ｍｍ厚
の板とした。冷間圧延材を３４５℃で２ｈｒ焼鈍しＯ材
とした。実施例１と同じく、このＯ材につき、ＴＥＭに
よるミクロ組織の観察及び引張試験を行った。
【００４５】
【表５】
【００４６】表５にミクロ組織の測定結果及び引張試験
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表５に示すように、Ｓｃを含む本発明例１
１は、Ｓｃを含まない比較例７と比較すると、高温域
（〜２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳ
ｃの両方を含む本発明例１２はさらに強度が高い。
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表５に示すように、Ｓｃを含む本発明例１
１は、Ｓｃを含まない比較例７と比較すると、高温域
（〜２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳ
ｃの両方を含む本発明例１２はさらに強度が高い。
【００４７】（実施例６・・・純Ａｌ系）下記表６の脚
注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニウム合金を
各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊の両面を面
削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。次に、４６
０℃で８ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍｍ厚まで熱
間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５ｍｍ厚の板
とした。冷間圧延材を３４５℃で２ｈｒ焼鈍しＯ材とし
た。実施例１と同じく、このＯ材につき、ＴＥＭによる
ミクロ組織の観察及び引張試験を行った。
注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニウム合金を
各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊の両面を面
削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。次に、４６
０℃で８ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍｍ厚まで熱
間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５ｍｍ厚の板
とした。冷間圧延材を３４５℃で２ｈｒ焼鈍しＯ材とし
た。実施例１と同じく、このＯ材につき、ＴＥＭによる
ミクロ組織の観察及び引張試験を行った。
【００４８】
【表６】
【００４９】表６にミクロ組織の測定結果及び引張試験
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表６に示すように、Ｓｃを含む本発明例１
３は、Ｓｃを含まない比較例８と比較すると、高温域
（〜２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳ
ｃの両方を含む本発明例１４はさらに強度が高い。
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表６に示すように、Ｓｃを含む本発明例１
３は、Ｓｃを含まない比較例８と比較すると、高温域
（〜２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳ
ｃの両方を含む本発明例１４はさらに強度が高い。
【００５０】（実施例７・・・Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系）下
記表７の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニ
ウム合金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊
の両面を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。
次に、４４０℃で４ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍ
ｍ厚まで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５
ｍｍ厚の板とした。冷間圧延材を３４５℃で２ｈｒ焼鈍
しＯ材とした。実施例１と同じく、このＯ材につき、Ｔ
ＥＭによるミクロ組織の観察及び引張試験を行った。
記表７の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニ
ウム合金を各々溶解鋳造し３０ｍｍ厚の鋳塊とし、鋳塊
の両面を面削（片面２．５ｍｍ、両面で５ｍｍ）した。
次に、４４０℃で４ｈｒの均質化熱処理後、直ちに３ｍ
ｍ厚まで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い２．５
ｍｍ厚の板とした。冷間圧延材を３４５℃で２ｈｒ焼鈍
しＯ材とした。実施例１と同じく、このＯ材につき、Ｔ
ＥＭによるミクロ組織の観察及び引張試験を行った。
【００５１】
【表７】
【００５２】表７にミクロ組織の測定結果及び引張試験
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表７に示すように、Ｓｃを含む本発明例１
５は、Ｓｃを含まない比較例９と比較すると、高温域
（〜２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳ
ｃの両方を含む本発明例１６はさらに強度が高い。
結果を示す。なお、測定方法及び試験方法は実施例１と
同じである。表７に示すように、Ｓｃを含む本発明例１
５は、Ｓｃを含まない比較例９と比較すると、高温域
（〜２５０℃）においても高い強度を有する。ＺｒとＳ
ｃの両方を含む本発明例１６はさらに強度が高い。
【００５３】（実施例８・・・Ａｌ−Ｓｉ系）下記表８
の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニウム合
金を各々溶解鋳造しφ１５０ｍｍの鋳塊とし、鋳塊の表
面を面削（２．５ｍｍ）した。次に、４７０℃で６ｈｒ
の均質化熱処理後、直ちに２０ｍｍ厚×１２０ｍｍ幅に
押し出した。押出材を５０５℃で４５分間溶体化処理後
直ちに水焼入れし、次に、１７０℃で１０ｈｒの熱処理
を行いＴ６材とした。
の脚注に示す化学成分（１）〜（３）のアルミニウム合
金を各々溶解鋳造しφ１５０ｍｍの鋳塊とし、鋳塊の表
面を面削（２．５ｍｍ）した。次に、４７０℃で６ｈｒ
の均質化熱処理後、直ちに２０ｍｍ厚×１２０ｍｍ幅に
押し出した。押出材を５０５℃で４５分間溶体化処理後
直ちに水焼入れし、次に、１７０℃で１０ｈｒの熱処理
を行いＴ６材とした。
【００５４】
【表８】
【００５５】表８にミクロ組織の測定結果及び引張試験
結果を示す。なお、ミクロ組織の測定方法は実施例１と
同じであり、引張試験方法は１５０℃以上の各温度で１
００００時間保持後に引っ張りを開始した点を除いて実
施例１と同じである。表８に示すように、Ｓｃを含む本
発明例１７は、Ｓｃを含まない比較例１０と比較する
と、高温域（〜２５０℃）においても高い強度を有す
る。ＺｒとＳｃの両方を含む本発明例１８はさらに強度
が高い。
結果を示す。なお、ミクロ組織の測定方法は実施例１と
同じであり、引張試験方法は１５０℃以上の各温度で１
００００時間保持後に引っ張りを開始した点を除いて実
施例１と同じである。表８に示すように、Ｓｃを含む本
発明例１７は、Ｓｃを含まない比較例１０と比較する
と、高温域（〜２５０℃）においても高い強度を有す
る。ＺｒとＳｃの両方を含む本発明例１８はさらに強度
が高い。
【００５６】
【発明の効果】本発明によれば、アルミニウム又はアル
ミニウム合金にＡｌ−Ｚｒ系又はＡｌ−Ｓｃ系分散粒子
の一方又は両方が所定のサイズ及び間隔で分散するよう
に組織制御することで、アルミニウム又はアルミニウム
合金のそれぞれの耐熱性のレベルを向上させることがで
きる。特に従来より耐熱性用途に使用されている２００
０系アルミニウム合金に対し本発明を適用することで、
極めて高いレベルの耐熱性を有するアルミニウム合金を
得ることができ、従来チタン合金やＦｅ等が使用されて
いた分野にでもアルミニウム合金を適用することが可能
となる。
ミニウム合金にＡｌ−Ｚｒ系又はＡｌ−Ｓｃ系分散粒子
の一方又は両方が所定のサイズ及び間隔で分散するよう
に組織制御することで、アルミニウム又はアルミニウム
合金のそれぞれの耐熱性のレベルを向上させることがで
きる。特に従来より耐熱性用途に使用されている２００
０系アルミニウム合金に対し本発明を適用することで、
極めて高いレベルの耐熱性を有するアルミニウム合金を
得ることができ、従来チタン合金やＦｅ等が使用されて
いた分野にでもアルミニウム合金を適用することが可能
となる。
Claims (16)
- 【請求項１】 Ｚｒ：０．０５〜０．５０％（重量％、
以下同じ）とＳｃ：０．０５〜１．０％のうちいずれか
一方又は両方を含み、下記（ａ）、（ｂ）の少なくとも
いずれかを満足するミクロ組織を有することを特徴とす
る耐熱性に優れたアルミニウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 - 【請求項２】 Ｚｒ：０．００５〜０．５０％とＳｃ：
０．００５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を含
み、さらにＣｕ：１〜８％を含むＡｌ−Ｃｕ系合金にお
いて、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかを満足
するミクロ組織を有することを特徴とする耐熱性に優れ
たアルミニウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 - 【請求項３】 上記Ａｌ−Ｃｕ系合金が、Ｚｒ：０．０
５〜０．５０％とＳｃ：０．０５〜１．０％のうちいず
れか一方又は両方を含み、Ｃｕ：１〜８％を含み、さら
に、Ｆｅ：≦１．５％、Ｎｉ：０．８〜２．４％、Ｖ：
０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｃ
ｒ：０．１５〜０．３０％のうち１種又は２種以上を含
み、残部Ａｌ及び不純物からなることを特徴とする請求
項２に記載された耐熱性に優れたアルミニウム合金。 - 【請求項４】 さらにＭｇ：０．１〜２．５％を含むこ
とを特徴とする請求項２又は３に記載された耐熱性に優
れたアルミニウム合金。 - 【請求項５】 Ｚｒ：０．０５〜０．５０％とＳｃ：
０．０５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を含
み、さらにＭｇ：０．２〜２％、Ｓｉ：０．１〜１．５
％を含むＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、下記
（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかを満足するミクロ
組織を有することを特徴とする耐熱性に優れたアルミニ
ウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 - 【請求項６】 上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が、Ｚｒ：
０．０５〜０．５０％とＳｃ：０．０５〜１．０％のう
ちいずれか一方又は両方を含み、Ｍｇ：０．２〜２％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％を含み、さらに、Ｃｕ：０．０
５〜１．０％、Ｆｅ：≦１．５％、Ｎｉ：０．８〜２．
４％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．０５〜
１．５％、Ｃｒ：０．１５〜０．３０％のうち１種又は
２種以上を含み、残部Ａｌ及び不純物からなることを特
徴とする請求項５に記載された耐熱性に優れたアルミニ
ウム合金。 - 【請求項７】 Ｚｒ：０．０５〜０．５０％とＳｃ：
０．０５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を含
み、さらにＺｎ：０．１〜１０％、Ｍｇ：０．１〜３．
５％を含むＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金において、下記
（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかを満足するミクロ
組織を有することを特徴とする耐熱性に優れたアルミニ
ウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 - 【請求項８】 上記Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金が、Ｚｒ：
０．０５〜０．５０％とＳｃ：０．０５〜１．０％のう
ちいずれか一方又は両方を含み、Ｚｎ：０．１〜１０
％、Ｍｇ：０．１〜３．５％を含み、さらに、Ｃｕ：
０．１〜３．０％、Ｆｅ：≦１．５％、Ｎｉ：０．８〜
２．４％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．０５
〜１．５％、Ｃｒ：０．１５〜０．３０％のうち１種又
は２種以上を含み、残部Ａｌ及び不純物からなることを
特徴とする請求項７に記載された耐熱性に優れたアルミ
ニウム合金。 - 【請求項９】 Ｚｒ：０．０５〜０．５０％とＳｃ：
０．０５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を含
み、さらにＦｅ：≦１．５％、Ｎｉ：０．８〜２．４
％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．０５〜１．
５％、Ｃｒ：０．１５〜０．３０％、Ｃｕ：≦０．１５
％のうちいずれか１種又は２種以上を含み、残部Ａｌ及
び不純物からなること特徴とする請求項１に記載された
耐熱性に優れたアルミニウム合金。 - 【請求項１０】 Ｚｒ：０．０５〜０．５０％とＳｃ：
０．０５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を含
み、さらにＭｎ：０．０５〜１．５％、Ｍｇ：０．０５
〜１．５％を含むＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金において、下
記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれかを満足するミク
ロ組織を有することを特徴とする耐熱性に優れたアルミ
ニウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 - 【請求項１１】 上記Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金が、Ｚ
ｒ：０．０５〜０．５０％とＳｃ：０．０５〜１．０％
のうちいずれか一方又は両方を含み、Ｍｎ：０．０５〜
１．５％、Ｍｇ：０．０５〜１．５％を含み、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｆｅ：≦１．５％、Ｎｉ：
０．８〜２．４％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：
０．１５〜０．３０％のうち１種又は２種以上を含み、
残部Ａｌ及び不純物からなることを特徴とする請求項１
０に記載された耐熱性に優れたＡｌ合金。 - 【請求項１２】 Ｚｒ：０．０５〜０．５０％とＳｃ：
０．０５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を含
み、さらにＭｇ：０．０５〜７％を含むＡｌ−Ｍｇ系合
金において、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれか
を満足するミクロ組織を有することを特徴とする耐熱性
に優れたアルミニウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 - 【請求項１３】 上記Ａｌ−Ｍｇ系合金が、Ｚｒ：０．
０５〜０．５０％とＳｃ：０．０５〜１．０％のうちい
ずれか一方又は両方を含み、Ｍｇ：０．０５〜７％を含
み、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｆｅ：≦１．
５％、Ｎｉ：０．８〜２．４％、Ｖ：０．０５〜０．１
５％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．１５〜
０．３０％のうち１種又は２種以上を含み、残部Ａｌ及
び不純物からなることを特徴とする請求項１２に記載さ
れた耐熱性に優れたＡｌ合金。 - 【請求項１４】 Ｚｒ：０．０５〜０．５０％とＳｃ：
０．０５〜１．０％のうちいずれか一方又は両方を含
み、さらにＳｉ：０．２〜２２％を含むＡｌ−Ｓｉ系合
金において、下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいずれか
を満足するミクロ組織を有することを特徴とする耐熱性
に優れたアルミニウム合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが３５〜４５０オ
ングストローム、間隔が０．００５〜０．６μｍであ
る。 - 【請求項１５】 Ａｌ−Ｓｉ系合金が、Ｚｒ：０．０５
〜０．５０％とＳｃ：０．０５〜１．０％のうちいずれ
か一方又は両方を含み、Ｓｉ：０．２〜２２％を含み、
さらに、Ｍｇ：０．０５〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜
１．５％、Ｆｅ：≦１．５％、Ｎｉ：０．８〜２．４
％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．０５〜１．
５％、Ｃｒ：０．１５〜０．３０％のうち１種又は２種
以上を含み、残部Ａｌ及び不純物からなることを特徴と
する請求項１４に記載された耐熱性に優れたＡｌ合金。 - 【請求項１６】 下記（ａ）、（ｂ）の少なくともいず
れかを満足するミクロ組織を有することを特徴とする請
求項１〜１５に記載された耐熱性に優れたアルミニウム
合金。 （ａ）Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子のサイズが８０〜３００オ
ングストローム、間隔が０．１〜０．４μｍである。 （ｂ）Ａｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズが８０〜３００オ
ングストローム、間隔が０．１〜０．４μｍである。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27664095A JPH0995750A (ja) | 1995-09-30 | 1995-09-30 | 耐熱性に優れたアルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27664095A JPH0995750A (ja) | 1995-09-30 | 1995-09-30 | 耐熱性に優れたアルミニウム合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0995750A true JPH0995750A (ja) | 1997-04-08 |
Family
ID=17572267
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27664095A Pending JPH0995750A (ja) | 1995-09-30 | 1995-09-30 | 耐熱性に優れたアルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0995750A (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09104940A (ja) * | 1995-10-09 | 1997-04-22 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 溶接性に優れた高力ＡｌーＣｕ系合金 |
| JP2003500543A (ja) * | 1999-05-27 | 2003-01-07 | アルキャン・インターナショナル・リミテッド | 平版印刷板用の支持体として使用されるアルミニウム合金板 |
| WO2005045080A1 (de) * | 2003-11-10 | 2005-05-19 | Arc Leichtmetallkompe- Tenzzentrum Ranshofen Gmbh | Aluminiumlegierung |
| JP2007092117A (ja) * | 2005-09-28 | 2007-04-12 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 高強度・低比重アルミニウム合金 |
| WO2012171552A1 (de) * | 2011-06-14 | 2012-12-20 | Federal-Mogul Nürnberg GmbH | KOLBEN FÜR EINEN VERBRENNUNGSMOTOR, VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES KOLBENS UND VERWENDUNG EINER LEGIERUNG ZUM GIEßEN EINES KOLBENS |
| WO2013035699A1 (ja) * | 2011-09-05 | 2013-03-14 | 大電株式会社 | アルミニウム基導電材料並びにそれを用いた電線及びケーブル |
| CN104342588A (zh) * | 2013-07-24 | 2015-02-11 | 空中客车防卫和太空有限责任公司 | 具有改进的沉淀硬化的铝材料 |
| CN105274397A (zh) * | 2015-10-23 | 2016-01-27 | 东北大学 | 一种高强特耐热铝合金导线及其制备方法 |
| JP2018024922A (ja) * | 2016-08-12 | 2018-02-15 | 本田技研工業株式会社 | Ａｌ合金鋳造物及びその製造方法 |
| JP2020524744A (ja) * | 2017-06-21 | 2020-08-20 | オプシチェストボ エス オグラニチェンノイ オトヴェストヴェンノストユ “オベディネンナヤ カンパニア ルサール インゼネルノ−テクノロギケスキー チェントル”Ｏｂｓｈｃｈｅｓｔｖｏ Ｓ Ｏｇｒａｎｉｃｈｅｎｎｏｙ Ｏｔｖｅｔｓｔｖｅｎｎｏｓｔ’Ｙｕ ‘Ｏｂｅｄｉｎｅｎｎａｙａ Ｋｏｍｐａｎｉｙａ Ｒｕｓａｌ Ｉｎｚｈｅｎｅｒｎｏ−Ｔｅｋｈｎｏｌｏｇｉｃｈｅｓｋｉｙ Ｔｓｅｎｔｒ’ | アルミニウム系合金 |
| JP2020152965A (ja) * | 2019-03-20 | 2020-09-24 | 株式会社豊田自動織機 | アルミニウム合金材、その製造方法及びインペラ |
| JP2021507088A (ja) * | 2018-05-21 | 2021-02-22 | オプシチェストボ エス オグラニチェンノイ オトヴェストヴェンノストユ “オベディネンナヤ カンパニア ルサール インゼネルノ−テクノロギケスキー チェントル”Ｏｂｓｈｃｈｅｓｔｖｏ Ｓ Ｏｇｒａｎｉｃｈｅｎｎｏｙ Ｏｔｖｅｔｓｔｖｅｎｎｏｓｔ’Ｙｕ ‘Ｏｂｅｄｉｎｅｎｎａｙａ Ｋｏｍｐａｎｉｙａ Ｒｕｓａｌ Ｉｎｚｈｅｎｅｒｎｏ−Ｔｅｋｈｎｏｌｏｇｉｃｈｅｓｋｉｙ Ｔｓｅｎｔｒ’ | 添加剤技術用のアルミニウム合金 |
| US20210285077A1 (en) * | 2020-03-04 | 2021-09-16 | Amit Shyam | High temperature cast aluminum-copper-manganese-zirconium alloys with low temperature ductility |
| CN114438379A (zh) * | 2022-01-27 | 2022-05-06 | 石狮市汇星机械有限公司 | 一种针织大圆机三角座用铝铁硅铜合金及其制备方法 |
| US20220168811A1 (en) * | 2020-12-01 | 2022-06-02 | Airbus Defence and Space GmbH | Aluminium alloy and process for additive manufacture of lightweight components |
| JP2022119334A (ja) * | 2021-02-04 | 2022-08-17 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金材 |
| CN115786788A (zh) * | 2022-12-01 | 2023-03-14 | 中南大学 | 一种耐热耐蚀Al-Cu-Mg合金及其制备方法和应用 |
| CN116005045A (zh) * | 2022-12-30 | 2023-04-25 | 佛山市三水凤铝铝业有限公司 | 一种电池托盘用的铝合金材料及其制备方法 |
-
1995
- 1995-09-30 JP JP27664095A patent/JPH0995750A/ja active Pending
Cited By (25)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09104940A (ja) * | 1995-10-09 | 1997-04-22 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 溶接性に優れた高力ＡｌーＣｕ系合金 |
| JP2003500543A (ja) * | 1999-05-27 | 2003-01-07 | アルキャン・インターナショナル・リミテッド | 平版印刷板用の支持体として使用されるアルミニウム合金板 |
| WO2005045080A1 (de) * | 2003-11-10 | 2005-05-19 | Arc Leichtmetallkompe- Tenzzentrum Ranshofen Gmbh | Aluminiumlegierung |
| JP2007092117A (ja) * | 2005-09-28 | 2007-04-12 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 高強度・低比重アルミニウム合金 |
| WO2012171552A1 (de) * | 2011-06-14 | 2012-12-20 | Federal-Mogul Nürnberg GmbH | KOLBEN FÜR EINEN VERBRENNUNGSMOTOR, VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES KOLBENS UND VERWENDUNG EINER LEGIERUNG ZUM GIEßEN EINES KOLBENS |
| US9779849B2 (en) | 2011-09-05 | 2017-10-03 | Dyden Corporation | Aluminum-based conductive material and electric wire and cable using the same |
| WO2013035699A1 (ja) * | 2011-09-05 | 2013-03-14 | 大電株式会社 | アルミニウム基導電材料並びにそれを用いた電線及びケーブル |
| CN103781926A (zh) * | 2011-09-05 | 2014-05-07 | 大电株式会社 | 铝基导电材料及使用了其的电线及线缆 |
| JPWO2013035699A1 (ja) * | 2011-09-05 | 2015-03-23 | 大電株式会社 | アルミニウム基導電材料並びにそれを用いた電線及びケーブル |
| US10030293B2 (en) | 2013-07-24 | 2018-07-24 | Airbus Defence and Space GmbH | Aluminum material having improved precipitation hardening |
| CN104342588A (zh) * | 2013-07-24 | 2015-02-11 | 空中客车防卫和太空有限责任公司 | 具有改进的沉淀硬化的铝材料 |
| CN105274397A (zh) * | 2015-10-23 | 2016-01-27 | 东北大学 | 一种高强特耐热铝合金导线及其制备方法 |
| JP2018024922A (ja) * | 2016-08-12 | 2018-02-15 | 本田技研工業株式会社 | Ａｌ合金鋳造物及びその製造方法 |
| JP2022115991A (ja) * | 2017-06-21 | 2022-08-09 | オプシチェストボ エス オグラニチェンノイ オトヴェストヴェンノストユ “オベディネンナヤ カンパニア ルサール インゼネルノ－テクノロギケスキー チェントル” | アルミニウム系合金 |
| JP2020524744A (ja) * | 2017-06-21 | 2020-08-20 | オプシチェストボ エス オグラニチェンノイ オトヴェストヴェンノストユ “オベディネンナヤ カンパニア ルサール インゼネルノ−テクノロギケスキー チェントル”Ｏｂｓｈｃｈｅｓｔｖｏ Ｓ Ｏｇｒａｎｉｃｈｅｎｎｏｙ Ｏｔｖｅｔｓｔｖｅｎｎｏｓｔ’Ｙｕ ‘Ｏｂｅｄｉｎｅｎｎａｙａ Ｋｏｍｐａｎｉｙａ Ｒｕｓａｌ Ｉｎｚｈｅｎｅｒｎｏ−Ｔｅｋｈｎｏｌｏｇｉｃｈｅｓｋｉｙ Ｔｓｅｎｔｒ’ | アルミニウム系合金 |
| JP2021507088A (ja) * | 2018-05-21 | 2021-02-22 | オプシチェストボ エス オグラニチェンノイ オトヴェストヴェンノストユ “オベディネンナヤ カンパニア ルサール インゼネルノ−テクノロギケスキー チェントル”Ｏｂｓｈｃｈｅｓｔｖｏ Ｓ Ｏｇｒａｎｉｃｈｅｎｎｏｙ Ｏｔｖｅｔｓｔｖｅｎｎｏｓｔ’Ｙｕ ‘Ｏｂｅｄｉｎｅｎｎａｙａ Ｋｏｍｐａｎｉｙａ Ｒｕｓａｌ Ｉｎｚｈｅｎｅｒｎｏ−Ｔｅｋｈｎｏｌｏｇｉｃｈｅｓｋｉｙ Ｔｓｅｎｔｒ’ | 添加剤技術用のアルミニウム合金 |
| JP2020152965A (ja) * | 2019-03-20 | 2020-09-24 | 株式会社豊田自動織機 | アルミニウム合金材、その製造方法及びインペラ |
| US20210285077A1 (en) * | 2020-03-04 | 2021-09-16 | Amit Shyam | High temperature cast aluminum-copper-manganese-zirconium alloys with low temperature ductility |
| US20220168811A1 (en) * | 2020-12-01 | 2022-06-02 | Airbus Defence and Space GmbH | Aluminium alloy and process for additive manufacture of lightweight components |
| JP2022119334A (ja) * | 2021-02-04 | 2022-08-17 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金材 |
| CN114438379A (zh) * | 2022-01-27 | 2022-05-06 | 石狮市汇星机械有限公司 | 一种针织大圆机三角座用铝铁硅铜合金及其制备方法 |
| CN115786788A (zh) * | 2022-12-01 | 2023-03-14 | 中南大学 | 一种耐热耐蚀Al-Cu-Mg合金及其制备方法和应用 |
| CN115786788B (zh) * | 2022-12-01 | 2023-10-13 | 中南大学 | 一种耐热耐蚀Al-Cu-Mg合金及其制备方法和应用 |
| CN116005045A (zh) * | 2022-12-30 | 2023-04-25 | 佛山市三水凤铝铝业有限公司 | 一种电池托盘用的铝合金材料及其制备方法 |
| CN116005045B (zh) * | 2022-12-30 | 2024-06-04 | 佛山市三水凤铝铝业有限公司 | 一种电池托盘用的铝合金材料及其制备方法 |
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