JPH0689439B2 - 構造用Ａｌ―Ｃｕ―Ｍｇ―Ｌｉ系アルミニウム合金材料の製造方法 - Google Patents
構造用Ａｌ―Ｃｕ―Ｍｇ―Ｌｉ系アルミニウム合金材料の製造方法Info
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- JPH0689439B2 JPH0689439B2 JP11015890A JP11015890A JPH0689439B2 JP H0689439 B2 JPH0689439 B2 JP H0689439B2 JP 11015890 A JP11015890 A JP 11015890A JP 11015890 A JP11015890 A JP 11015890A JP H0689439 B2 JPH0689439 B2 JP H0689439B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は溶体化処理に続く焼入れ（冷却）を空冷又は強
制空冷によっても固溶した元素が析出せず、その後の人
工時効処理した後に高強度（50kgf/mm2以上）が得られ
る構造用アルミニウム合金材料の製造方法に関するもの
である。
制空冷によっても固溶した元素が析出せず、その後の人
工時効処理した後に高強度（50kgf/mm2以上）が得られ
る構造用アルミニウム合金材料の製造方法に関するもの
である。
ここにいう焼入とは、アルミニウム合金中のCu、Liなど
が500℃以上の加熱により、マトリックス中に溶け込ま
す溶体化処理をした後、水冷のような急冷をすることに
より、溶けこんだ元素を析出させないことであり、ここ
にいう焼入性とは、溶体化処理した後の冷却速度は小さ
くとも（例えば空冷によっても）溶けこんだ元素を析出
させない、ことである。溶けこんだ元素が多いほど、人
工時効処理で高い強度が得られる。
が500℃以上の加熱により、マトリックス中に溶け込ま
す溶体化処理をした後、水冷のような急冷をすることに
より、溶けこんだ元素を析出させないことであり、ここ
にいう焼入性とは、溶体化処理した後の冷却速度は小さ
くとも（例えば空冷によっても）溶けこんだ元素を析出
させない、ことである。溶けこんだ元素が多いほど、人
工時効処理で高い強度が得られる。
［従来の技術］ 従来公知のアルミニウム合金には、JIS A2024、A7075合
金のように、溶体化処理後の焼入れに際して、水冷のよ
うな大きな冷却速度で焼入れしないと、時効処理後に十
分な強度が得られない、いわゆる焼入性の悪い合金と、
JIS A6063、Ａ 7003、7NO1合金のように、空冷程度の
冷却速度でも40kgf/mm2以下の引張強さが得られる、い
わゆる焼入性のよい合金がある。
金のように、溶体化処理後の焼入れに際して、水冷のよ
うな大きな冷却速度で焼入れしないと、時効処理後に十
分な強度が得られない、いわゆる焼入性の悪い合金と、
JIS A6063、Ａ 7003、7NO1合金のように、空冷程度の
冷却速度でも40kgf/mm2以下の引張強さが得られる、い
わゆる焼入性のよい合金がある。
従来、50kgf/mm2以上の引張強さを得ようとすれば、溶
体化処理、焼入、時効という過程を経る時効硬化型のア
ルミニウム合金、いわゆる焼入性の悪い合金が用いられ
ていた。
体化処理、焼入、時効という過程を経る時効硬化型のア
ルミニウム合金、いわゆる焼入性の悪い合金が用いられ
ていた。
すなわち、構造用アルミニウム合金材料は、一般に時効
・析出型の合金が用いられ、板や棒などの製品形状とし
た後、溶体化処理、焼入れ、人工時効という熱処理を施
し、これにより合金中に微細な金属間化合物を析出さ
せ、大きな強度を得るものである。
・析出型の合金が用いられ、板や棒などの製品形状とし
た後、溶体化処理、焼入れ、人工時効という熱処理を施
し、これにより合金中に微細な金属間化合物を析出さ
せ、大きな強度を得るものである。
このような合金としてはAl−Li合金の結晶粒形状を冷間
加工で制御することにより、延性及び靱性を改善しよう
とするもの（特開昭61−23751号公報）、Al−Li−Mg−C
u系の合金で、溶体化処理後水冷により急冷し、170℃で
時効処理するもの（特開昭58−157942号公報）、Al−L
i、Al−Li−Cu、Al−Li−Cu−Mg系の合金で、電気抵抗
値及び引張強度を高めた合金（特開昭59−118848号公
報）、Al−Li−Cu−Zr系の合金で、溶体化処理後衝風空
冷等（実施例は水冷）で冷却し、過時効処理した後冷間
加工するもの（特公昭60−2644号公報）、Al−Li−Cu−
Mg系の合金で、均質化、溶体化、焼入れ及び焼戻しを行
う工程において、均質化と溶体化との処理時間を焼入れ
後の金属間化合物の寸法が０〜５μｍとなるように長時
間行うもの（特開昭60−215735号公報）、Al−Li−Cu−
Mg−Zr−Mn−Zn系の合金で、溶体化処理後に、100°F/s
で冷却し、冷間加工を行った後、時効処理することによ
って、破壊靱性を向上させたもの（特開昭60−221543号
公報）等が提案されている。
加工で制御することにより、延性及び靱性を改善しよう
とするもの（特開昭61−23751号公報）、Al−Li−Mg−C
u系の合金で、溶体化処理後水冷により急冷し、170℃で
時効処理するもの（特開昭58−157942号公報）、Al−L
i、Al−Li−Cu、Al−Li−Cu−Mg系の合金で、電気抵抗
値及び引張強度を高めた合金（特開昭59−118848号公
報）、Al−Li−Cu−Zr系の合金で、溶体化処理後衝風空
冷等（実施例は水冷）で冷却し、過時効処理した後冷間
加工するもの（特公昭60−2644号公報）、Al−Li−Cu−
Mg系の合金で、均質化、溶体化、焼入れ及び焼戻しを行
う工程において、均質化と溶体化との処理時間を焼入れ
後の金属間化合物の寸法が０〜５μｍとなるように長時
間行うもの（特開昭60−215735号公報）、Al−Li−Cu−
Mg−Zr−Mn−Zn系の合金で、溶体化処理後に、100°F/s
で冷却し、冷間加工を行った後、時効処理することによ
って、破壊靱性を向上させたもの（特開昭60−221543号
公報）等が提案されている。
［発明が解決しようとする課題］ 上述のように従来の構造用アルミニウム合金材料は、溶
体化処理温度から水冷のような大きな冷却速度で焼入れ
しないと、大きな化合物が析出し、十分な強度が得られ
ない、という欠点がある。又、大きな冷却速度で冷却す
ると材料にひずみが発生し、矯正などの工程が必要とな
るという欠点があった。
体化処理温度から水冷のような大きな冷却速度で焼入れ
しないと、大きな化合物が析出し、十分な強度が得られ
ない、という欠点がある。又、大きな冷却速度で冷却す
ると材料にひずみが発生し、矯正などの工程が必要とな
るという欠点があった。
そこで本発明は溶体化処理後の冷却速度が小さくとも
（１〜５℃/s）十分元素を固溶させ、その後の人口時効
処理で高強度（50kgf/mm2以上）の得られるアルミニウ
ム合金材料の製造方法を提供することを目的とする。
（１〜５℃/s）十分元素を固溶させ、その後の人口時効
処理で高強度（50kgf/mm2以上）の得られるアルミニウ
ム合金材料の製造方法を提供することを目的とする。
［課題を解決するための手段］ 本発明による合金は、前記目的を達成するために下記の
とおりに構成される。すなわち、Cu:0.5〜3.5％、Mg:0.
5〜4.0％及びLi:2.0〜4.0％を含有し、更にZr0.05〜0.3
0％、Cr0.05〜0.30％、Mn0.05〜1.0％、V0.05〜0.30％
のうちの１種又は２種以上を含有し、残部はAlと不可避
的不純物とからなるアルミニウム合金を、溶解、鋳造を
Ar雰囲気中で行い、均質化処理及び塑性加工を通常の方
法で行った後、500℃以上で溶体化処理した後、１〜５
℃／秒の冷却速度で冷却した後、人工時効処理すること
により、析出物の平均粒子径を100nm以下としたことを
特徴とする焼入性に優れた構造用Al−Cu−Mg−Li系アル
ミニウム合金材料の製造方法である。
とおりに構成される。すなわち、Cu:0.5〜3.5％、Mg:0.
5〜4.0％及びLi:2.0〜4.0％を含有し、更にZr0.05〜0.3
0％、Cr0.05〜0.30％、Mn0.05〜1.0％、V0.05〜0.30％
のうちの１種又は２種以上を含有し、残部はAlと不可避
的不純物とからなるアルミニウム合金を、溶解、鋳造を
Ar雰囲気中で行い、均質化処理及び塑性加工を通常の方
法で行った後、500℃以上で溶体化処理した後、１〜５
℃／秒の冷却速度で冷却した後、人工時効処理すること
により、析出物の平均粒子径を100nm以下としたことを
特徴とする焼入性に優れた構造用Al−Cu−Mg−Li系アル
ミニウム合金材料の製造方法である。
［作用］ 本発明による成分組成の意義と限定理由は、以下のとお
りである。
りである。
Cu: Cuは合金材料の強度向上に効果がある。この効果は0.5
％未満では少なく、又、3.5％を超えると加熱後の冷却
時に粒界に粗大な板状のT1相（Al2CuLi）やT2相（Al6Li
3Cu）が析出しやすくなり、時効処理後の強度が低下す
る。この上限は、Zr、Cr、Mn、Ｖ等の遷移元素が含有さ
れると、T1相やT2相の析出が促進されるため、2.4％以
下が好ましい。
％未満では少なく、又、3.5％を超えると加熱後の冷却
時に粒界に粗大な板状のT1相（Al2CuLi）やT2相（Al6Li
3Cu）が析出しやすくなり、時効処理後の強度が低下す
る。この上限は、Zr、Cr、Mn、Ｖ等の遷移元素が含有さ
れると、T1相やT2相の析出が促進されるため、2.4％以
下が好ましい。
Mg: MgはCuと同様、合金材料の強度向上に効果がある。この
効果は0.5％より少ないと得られず、4.0％より多いと圧
延加工時に熱間脆性が発生し、熱間加工が困難となる。
効果は0.5％より少ないと得られず、4.0％より多いと圧
延加工時に熱間脆性が発生し、熱間加工が困難となる。
Li: LiはCuと同じく合金の強度向上に効果がある。Liの含有
により準安定相δ′が析出し、強度向上に貢献する。こ
の準安定相が容易には安定相にならず、又、Cu系析出物
の粗大化を阻止するため、溶体化処理後の冷却速度が小
さくとも、時効処理後高い引張強さが得られるという効
果がある。この効果は、Li含有量が少ないと得られな
い。又、4.0％より多いと安定相δ（A1Li）が析出しや
すくなり、強度が低下し、伸びや靱性も著しく低下す
る。
により準安定相δ′が析出し、強度向上に貢献する。こ
の準安定相が容易には安定相にならず、又、Cu系析出物
の粗大化を阻止するため、溶体化処理後の冷却速度が小
さくとも、時効処理後高い引張強さが得られるという効
果がある。この効果は、Li含有量が少ないと得られな
い。又、4.0％より多いと安定相δ（A1Li）が析出しや
すくなり、強度が低下し、伸びや靱性も著しく低下す
る。
Zr、Cr、Mn、V: Zr、Cr、Mn、Ｖは均質化処理時に微細な（0.05〜0.2μ
ｍ）金属間化合物として析出し、合金材料の再結晶を抑
制し、微細な結晶粒を作るとともに、強度を向上させる
ために、単独もしくは複数で含有させることがある。た
だし、これらの含有元素を、その上限値より多く含有さ
せると、均質化処理から製品に至るまでの加工熱処理に
より金属間化合物が多く形成され、溶体化処理後空冷す
ると、これらの化合物のまわりに安定相δが多く析出
し、強度が低下する。又、鋳造時に巨大な金属間化合物
を晶出し、引き続いて行われる塑性加工において欠陥と
なる。
ｍ）金属間化合物として析出し、合金材料の再結晶を抑
制し、微細な結晶粒を作るとともに、強度を向上させる
ために、単独もしくは複数で含有させることがある。た
だし、これらの含有元素を、その上限値より多く含有さ
せると、均質化処理から製品に至るまでの加工熱処理に
より金属間化合物が多く形成され、溶体化処理後空冷す
ると、これらの化合物のまわりに安定相δが多く析出
し、強度が低下する。又、鋳造時に巨大な金属間化合物
を晶出し、引き続いて行われる塑性加工において欠陥と
なる。
又、その下限値未満の場合には結晶粒微細化の効果が小
さい。
さい。
溶解、鋳造： 溶解、鋳造をAr雰囲気中で行うのは、活性な金属である
Liを効率よく含有させるためである。
Liを効率よく含有させるためである。
溶体化処理後の冷却： 溶体化処理後の冷却を空冷又は強制空冷で行うのは、冷
却時に発生するひずみを軽減させるためである。
却時に発生するひずみを軽減させるためである。
更に応用例として、押出しのような熱間加工でも水冷せ
ずに空冷のままで焼きが入れられ（空冷のままでも析出
物の析出が起らず）、又、鍛造品や超塑性形成品に対
し、空冷でも焼きがはいりやすい（空冷のままでも析出
物の析出が起らない）ことから、大きな（焼入れ）歪み
を生ずることなく溶体化処理（析出硬化元素を完全に固
溶させる冷却）を可能とするものである。
ずに空冷のままで焼きが入れられ（空冷のままでも析出
物の析出が起らず）、又、鍛造品や超塑性形成品に対
し、空冷でも焼きがはいりやすい（空冷のままでも析出
物の析出が起らない）ことから、大きな（焼入れ）歪み
を生ずることなく溶体化処理（析出硬化元素を完全に固
溶させる冷却）を可能とするものである。
［実施例］ 本発明にかかる合金の実施例を以下に示す。
実施例１ 第１表に示す合金をAr雰囲気下において溶解、断面150m
m×200mmの鋳塊に鋳造した。鋳塊の均質化処理をAr1気
圧中で520℃、８時間行った後、鋳塊の長さ方向に30mm
に切断し、30mmを厚さとする試験鋳塊を得た。次に本鋳
塊を480℃に加熱し、厚さ6mmまで熱間圧延した。これを
350℃で軟化処理後、冷間圧延により厚さ1mmの板を得
た。得られた板を520℃のAr中で40分間溶体化処理後、
水冷（1000℃/s）、強制空冷（７℃/s）、空冷
（２℃/s）、炉冷（１×10-2℃/s）の条件で冷却し
た。カッコ内の数字は、おおよその冷却速度を示す。こ
の後、時効条件（175℃×24hr）で人工時効を施し、引
張特性を調査した。
m×200mmの鋳塊に鋳造した。鋳塊の均質化処理をAr1気
圧中で520℃、８時間行った後、鋳塊の長さ方向に30mm
に切断し、30mmを厚さとする試験鋳塊を得た。次に本鋳
塊を480℃に加熱し、厚さ6mmまで熱間圧延した。これを
350℃で軟化処理後、冷間圧延により厚さ1mmの板を得
た。得られた板を520℃のAr中で40分間溶体化処理後、
水冷（1000℃/s）、強制空冷（７℃/s）、空冷
（２℃/s）、炉冷（１×10-2℃/s）の条件で冷却し
た。カッコ内の数字は、おおよその冷却速度を示す。こ
の後、時効条件（175℃×24hr）で人工時効を施し、引
張特性を調査した。
試験結果を第２表に示す。発明例No.1〜７では、空冷材
の引張強さ50kg/mm2以上が得られ、又、空冷材でも水冷
材に対する強度の低下率が97％以上得られ、焼入れ性
（焼入れ感受性）がよい。
の引張強さ50kg/mm2以上が得られ、又、空冷材でも水冷
材に対する強度の低下率が97％以上得られ、焼入れ性
（焼入れ感受性）がよい。
しかし、比較例のNo.8では、Zr、Cr、Mn、Ｖのいずれも
含有されていないので、空冷材の引張強さが49.5kg/mm2
と50kg/mm2が得られなかった。No.9、10はLi含有量が少
ないため析出物が粗大化しやすく、焼入性を低下させ、
空冷材の引張強さが28.1及び34.0kg/mm2と大幅に低下し
た。No.11はLi含有量が多いため、熱間加工性が悪く、
圧延ができなかった。又、No.12のように、Mn、Crの含
有量が多いと、巨大な金属間化合物が生成され、健全な
製品が得られなかった。No.13に焼入性の悪いアルミニ
ウム合金の代表例として7075合金を示した。本系合金は
空冷材で析出物が粗大化し、強度の低下が極めて大き
い。
含有されていないので、空冷材の引張強さが49.5kg/mm2
と50kg/mm2が得られなかった。No.9、10はLi含有量が少
ないため析出物が粗大化しやすく、焼入性を低下させ、
空冷材の引張強さが28.1及び34.0kg/mm2と大幅に低下し
た。No.11はLi含有量が多いため、熱間加工性が悪く、
圧延ができなかった。又、No.12のように、Mn、Crの含
有量が多いと、巨大な金属間化合物が生成され、健全な
製品が得られなかった。No.13に焼入性の悪いアルミニ
ウム合金の代表例として7075合金を示した。本系合金は
空冷材で析出物が粗大化し、強度の低下が極めて大き
い。
［発明の効果］ 本発明合金材は溶体化後の焼入れが空冷程度の冷却速度
で冷却しても、時効処理後、十分な強度が得られるた
め、製品にひずみを与えることなく製造することができ
る。
で冷却しても、時効処理後、十分な強度が得られるた
め、製品にひずみを与えることなく製造することができ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭58−157942（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−118848（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−2644（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−215735（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−221543（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−23751（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】Cu:0.5〜3.5％（％は重量％以下同様）、M
g:0.5〜4.0％及びLi:2.0〜4.0％を含有し、更にZr:0.05
〜0.30％、Cr:0.05〜0.30％、Mn:0.05〜1.0％、V:0.05
〜0.30％のうち１種又は２種以上を含有し、残部はAlと
不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を、溶解、
鋳造をAr雰囲気中で行い、均質化処理及び塑性加工を通
常の方法で行った後、500℃以上で溶体化処理した後、
１〜５℃／秒の冷却速度で冷却した後、人工時効処理す
ることにより、析出物の平均粒子径を100nm以下とした
ことを特徴とする構造用Al−Cu−Mg−Li系アルミニウム
合金材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11015890A JPH0689439B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-04-27 | 構造用Ａｌ―Ｃｕ―Ｍｇ―Ｌｉ系アルミニウム合金材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11015890A JPH0689439B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-04-27 | 構造用Ａｌ―Ｃｕ―Ｍｇ―Ｌｉ系アルミニウム合金材料の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14034386A Division JPS62297433A (ja) | 1986-06-18 | 1986-06-18 | 構造用Ａｌ―Ｃｕ―Ｍｇ―Ｌｉ系アルミニウム合金材料の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02290952A JPH02290952A (ja) | 1990-11-30 |
| JPH0689439B2 true JPH0689439B2 (ja) | 1994-11-09 |
Family
ID=14528523
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11015890A Expired - Lifetime JPH0689439B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-04-27 | 構造用Ａｌ―Ｃｕ―Ｍｇ―Ｌｉ系アルミニウム合金材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0689439B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20220307119A1 (en) * | 2019-04-05 | 2022-09-29 | Arconic Technologies Llc | Methods of cold forming aluminum lithium alloys |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0996755B1 (en) | 1997-02-24 | 2002-10-02 | QinetiQ Limited | Aluminium-lithium alloys |
| CN115261683B (zh) * | 2022-04-04 | 2024-04-09 | 中国第一汽车股份有限公司 | 一种免水淬的高强韧铸造Al-Si合金及其制备方法 |
-
1990
- 1990-04-27 JP JP11015890A patent/JPH0689439B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20220307119A1 (en) * | 2019-04-05 | 2022-09-29 | Arconic Technologies Llc | Methods of cold forming aluminum lithium alloys |
| US12252772B2 (en) * | 2019-04-05 | 2025-03-18 | Arconic Technologies Llc | Methods of cold forming aluminum lithium alloys |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02290952A (ja) | 1990-11-30 |
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