JPH02259049A - 異方性の少ないＡｌ―Ｌｉ―Ｃｕ―Ｍｇ系超塑性板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は超塑性変形が可能であるＡｌ−Ｌｉ系合金板を
製造する方法に関し、さらに詳しくは高温で変形速度が
極めて高いひずみ速度範囲で、異方性が少なく超塑性変
形が安定して可能なＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系超塑性ア
ルミニウム合金板を、鍛造あるいは鍛造後圧延すること
により製造する方法に関するものである。

［従来の技術］ 航空機用アルミニウム合金板は、機体の軽量化のために
、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の２０２４合金板やＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ−Ｃｕ系の７０７５合金板がら密度の低いＡｌ−Ｌ
ｉ系合金板に移行しつつある。

また、成形加工技術の面も、従来のロールフォーミング
やプレス成形（板金加工）したものを組立て接合などを
行う方法から一体化加工が可能な超塑性成形が取り入れ
られている。

超塑性成形法は、複雑な形状の製品を一度で成形するこ
とができるため、部品の接合部が少なく、軽量化が可能
となり、また、組立て工数も少なく、製造コストの低減
をもたらす方法である。

このため超塑性変形が可能なＡｌ−Ｌｉ系合金材料が要
求されている。

従来、Ａｌ−Ｌｉ系合金としては、Ａｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−
Ｍｇ−Ｚｒ系の８０９０合金とＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ
系の２０９０合金が、国際的に登録されている。このう
ちＡｌ−ＬＬ−Ｃｕ−Ｍ　ｇ　−Ｚ　ｒ系合金の超塑性
変形を得るために、均質化処理温度、熱間加工温度、中
間焼鈍温度および冷間加工度を規制する方法が提案され
ている。（特開昭６２−１７０４６２） しかし、これらの合金において比較的高いひずみ速度範
囲で超塑性変形が安定して可能な材料がなく、このよう
な材料の開発が強く要望されていた。

［発明が解決しようとする課題］ これらのＡ　ｌ−Ｌ　ｉ系合金の鋳造は困難であり、鋳
塊に結晶粒界の偏析が多く生じたり、巣等の欠陥が多く
存在したりする。このため、従来同じ方法で製造しても
超塑性性能、特に異方性に大きなばらつきが見られるこ
とがあった。

このようなばらつきは超塑性成形時に問題となるため、
実用の際には充分な超塑性特性を有するとともに性能の
ばらつきの少ない材料の開発が必要となってきている。

本発明は加工工程に鍛造を採用することにより、鋳塊に
存在する巣等の欠陥を潰し、鋳造時の結晶粒界を壊して
均一な加工組織とすることによって、後の工程での析出
状態を安定化させ、高いひずみ速度にて異方性の少ない
成形に充分な超塑性特性を得る方法を提供するものであ
る３［課題を解決するための手段］ 本発明による異方性の少ない超塑性アルミニウム合金板
の製造方法は、前記目的を達成するため、下記のとおり
に構成される。

（１）　Ｌ　ｉ　　１．（１−４，０％、Ｃｕ　０．０
５〜４．０％、Ｍ　ｇ　０．０５〜４．０％、Ｚ　ｒ　
０．０５〜０．２０％、Ｔｉ０１吋〜０．１０％を含有
し、残部Ａ１および不可避不純物からなるアルミニウム
合金を、通常の鋳造法で溶解、鋳造後、４５０〜５４０
°Ｃの温度において１〜５０時間の一段または多段の均
質化処理を行い、その後２２０〜４５０℃の温度で鍛造
し、さらに２２０〜４００℃で圧延することを特徴とす
る異方性の少ないＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ　−Ｍ　ｇ系超塑性
板の製造方法。

（２）　Ｌ　ｉ　　１．０〜４．０％、Ｃｕ　０．０５
〜４．０％、Ｍ　ｇ　０．０５〜４．０％、Ｚ　ｒ　０
．０５〜０．２０％、Ｔｉ０．０１〜０．１０％を含有
し、残部Ａ１および不可避不純物からなるアルミニウム
合金を、通常の鋳造法で溶解し、鋳造後、４５０〜５４
０℃の温度において１〜５０時間の一段または多段の均
質化処理を行い、その後鍛造の前後に２２０〜４００℃
で１〜１５０時間の析出処理を行い、２２０〜４５０℃
の温度で鍛造し、さらに２２０〜４００℃で圧延するこ
とを特徴とする異方性の少ないＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ
系超塑性板の製造方法。

［作　用］ Ａｌ−Ｌｉ系超塑性材料は、従来の７４７５合金系超塑
性材料と異なり、動的再結晶により微細再結晶粒を形成
させ超塑性変形する性質をもつために、高温まで安定な
下部組織を有する材料が得られるのである。

本発明はＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系の超塑性特性を安定
化させるための製造方法に関するものであり、以下成分
を限定した理由について述べる。

Ｌｉ；超塑性成形後の合金材の強度向上と軽量化に効果
がある。この効果は１．０％より少ないと得られず、４
．０％を越えると熱間鍛追加工性が悪くなる。

Ｃｕ：超塑性成形後の合金材の強度向上効果がある。こ
の効果は０．０５％より少ないと得られず、４．０％を
越えると、熱間鍛造加工性が悪くなる。

Ｍｇ、材料の強度を増すために必要な成分で、０．０５
％より少ないと所定の強度を満たすことができない。ま
た、４．０％を越えると熱間鍛造加工性が低下する。

Ｚｒ；合金材の再結晶を抑制する効果がある。

０．０５％より少ないと最終焼鈍で再結晶が容易に生じ
、下部組織を安定化させることが困難となり、超塑性特
性が得られにくい。

また、０．２０％を越えると通常の鋳造法では巨大化合
物を晶出しやすくなり、後の加工性が低下する。

Ｔｉ；素材合金に鋳造組織の微細化を与える効果がある
。この効果は０．０１％より少ないと得られず、０．１
０％より多いと巨大化合物が晶出しやすくなる。

次に製造条件について述べる。

均質化処理； 均質化処理はＣｕＳＬｉ、Ｍ’ｇなどの溶質原子の粒界
偏析を少なくし、成分を均一化する効果がある。４５０
℃未満では粒界偏析のために加工性が低下し、５４０℃
を越えるとＺｒなどの再結晶抑制元素が安定相として析
出し、それらの元素のもつ効果が少なくなる。また、１
時間未満では成分均一化の効果が少なく、５０時間を越
えるとその効果が飽和するため、経済的な点で意味がな
い。４２０℃程度で一旦ステップ加熱すると良い。

鍛造； 鍛造は鋳塊組織を壊し、組織を均質化する効果がある。

鍛造温度が２２０℃未満ではδ′相が析出し、加工性が
低下するため割れが生じ易くなる。４５０℃を越えると
溶質原子の再固溶が生じ、材料が硬くなるため加工欠陥
が生じ易くなる。鍛造加工度が１０％未満では組織均質
化の効果がなく、９０％以上では効果が飽和する。

鍛造は鋳塊組織を壊し、組織を均質化することを目的と
しているので、１軸方向のみの鍛造よりも２〜３軸方向
の鍛造の方が効果が非常に大きいことは容易に理解され
るべき点である。この場合、軸とは、鋳塊における１の
方向（例えば鋳込方向）、上記１つの方向にほぼ直角の
方向、および上記２つの方向にほぼ直角の方向を指すも
のとする。

圧延温度； 圧延温度が２２０〜４００℃であるのはこの温度域が本
系合金の第２相（Ｔ１、Ｔ２、δ相）の析出温度であり
、この温度範囲で圧延すると安定な下部組織が形成され
る。

析出処理； ２２０〜４００℃の１〜５０時間の析出処理を熱間加工
の前あるいは熱間加工中に行うと、δ相などの第２相が
均一に析出し、この第２相近傍で多重すべりが生じて、
安定な下部組織が形成されやすい。また、粒内に均一に
折出するために粒内変形が容易になり、熱間加工割れを
生じることが少ない。析出処理時間が１時間より短いと
熱間加工前の析出状態によっては熱間加工割れを生じる
ことがある。

また、１５０時間を越えるとその効果は飽和する。この
析出処理は鋳塊の均質化熱処理中に行っても、熱間加工
中に行っても同じ効果が得られる。

［実施例］ Ａｌ−２，５％Ｌｉ−１，３％Ｃｕ　−０．７％Ｍｇ−
〇、１％Ｚｒ−０．０５％Ｔｉ合金をアルゴンガス雰囲
気中で溶解し、厚さ　１００＋ｎｍ、横２００ｍｍ　ｓ
長さ３００ｍｍの鋳塊に鋳造後、表に示すように、均質
化処理した後、厚さ４０＋ｎｍまで鍛造後、片面５ｍｌ
１１の面側を両面について行い、１２ＩＩｌｉｌまで通
常の圧延を行い、その後表の所定の温度でひずみ速度２
．２３−１で厚さ　１．５１まで圧延を行った。なお、
厚さ４０＋ｎｍからの圧延は、１〜３パス毎に圧延開始
温度に再加熱して行った。超塑性伸びを調べるために、
得られた材料から圧延方向と圧延直角方向に試験片を切
り出し、これについて５００℃で１．ＯＸ　１０−’　
Ｓ　’のひずみ速度で引張試験を行い、圧延方向と圧延
直角方向とについてその伸びを測定した。本発明の評価
基準は、超塑性伸びとその異方性とで判断し、圧延方向
と圧延直角方向の伸びが共に３００％以上であって、ま
た圧延方向の伸びの圧延直角方向の伸びに対する比（異
方性）が２以下のものを合格とし、総合評価として○と
した。これらの結果を、表に示した。

本発明の製造条件により製造された発明例は、いずれも
伸びは３００％以上であり、異方性も２以下である。

しかし、比較例の Ｎｏ、１３は、鍛造および析出処理を行わずに均質化処
理後３００℃で温間圧延を行ったものであり、圧延直角
方向の伸びが１３０％と低く、また、伸びの異方性も３
゜０８と高くなった。

Ｎｏ、１４は、鍛造を行わずに熱間圧延前に３００℃×
３６時間の析出処理を行ったものであるが、やはり圧延
方向の伸びが２８０％と低く、また、伸びの異方性も２
．２５と高くなった。

Ｎｏ、１５は、鍛造温度が４７０℃と発明範囲よりも高
く、圧延前に３００℃×５０時間の析出処理を行ったと
しても、圧延直角方向の伸びが２１０％と低く、また伸
びの異方性も４．７６％と高くなった。

Ｎｏ、１Ｂは、鍛造温度が２００℃と発明範囲よりも低
く、鍛造工程で割れが発生したので試験を中断した。

Ｎｏ、１７は、析出処理温度が２００℃と発明の範囲よ
りも低く、圧延工程で割れが発生したので試験を中断し
た。

Ｎｏ、１８は、熱間圧延温度が２００℃と発明の範囲よ
りも低く、圧延工程で割れが発生したので試験を中断し
た。

Ｎｏ、１９は、析出処理温度が４５０℃と発明の範囲よ
りも高く、圧延直角方向の伸びが１２０％と低く、伸び
の異方性も２．６７と高くなった。

Ｎ　ｏ、２０は、熱間圧延温度が４５０℃と発明範囲よ
りも高く、圧延方向の伸びが１０５０％と高いが、圧延
直角方向の伸びが２７０％と低く、伸びの異方性が３．
８９と高くなった。

Ｎ　ｏ、２１は、均質化処理温度が５６０°Ｃと発明範
囲よりも高く鋳塊加熱時に共晶融解を生じたので試験を
中断した。

Ｎ　ｏ、２２は、均質化処理温度が４２０℃と発明範囲
よりも低く、圧延時に熱間割れを生じたので試験を中断
した。

Ｎｏ、２３は、均質化処理時間が０．５時間と発明範囲
よりも短く、圧延時に熱間割れを生じたので試験を中断
した。

Ｎｏ、２４は、均質化処理時間を７２時間と長くしたも
のであるが、超塑性および異方性の効果は飽和するため
、発明の範囲から外した。

［発明の効果］ 本発明の製造方法によれば、以下のような効果が得られ
る。

本発明の方法により製造されたＡｌ−ＬｉＣｕ　−Ｍ　
ｇ合金板は、従来の超塑性アルミニウム合金板（例えば
７４７５合金等）よりも変形速度を一桁大きくして、安
定な超塑性成形を行うことができ、航空機や車輌および
自動車などの複雑な形状の部品を容易に製造することが
可能となる。

特許出願人　住友軽金属工業株式会社 代理人　弁理士　小　松　秀　岳 代理人　弁理士　旭　　　　　宏

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｌｉ１．０〜４．０％、Ｃｕ０．０５〜４．０％
   、Ｍｇ０．０５〜４．０％、Ｚｒ０．０５〜０．２０％
   、Ｔｉ０．０１〜０．１０％を含有し、残部Ａｌおよび
   不可避不純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造
   法で溶解、鋳造後、４５０〜５４０℃の温度において１
   〜５０時間の一段または多段の均質化処理を行い、その
   後２２０〜４５０℃の温度で鍛造し、さらに２２０〜４
   ００℃で圧延することを特徴とする異方性の少ないＡｌ
   −Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系超塑性板の製造方法。
2. （２）Ｌｉ１．０〜４．０％、Ｃｕ０．０５〜４．０％
   、Ｍｇ０．０５〜４．０％、Ｚｒ０．０５〜０．２０％
   、Ｔｉ０．０１〜０．１０％を含有し、残部Ａｌおよび
   不可避不純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造
   法で溶解し、鋳造後、４５０〜５４０℃の温度において
   １〜５０時間一段または多段の均質化処理を行い、その
   後鍛造の前後に２２０〜４００℃で１〜１５０時間の析
   出処理を行い、２２０〜４５０℃の温度で鍛造し、さら
   に２２０〜４００℃で圧延することを特徴とする異方性
   の少ないＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系超塑性板の製造方法
   。