JPH1068053A - 靭性の等方性に優れたＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法 - Google Patents
靭性の等方性に優れたＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法Info
- Publication number
- JPH1068053A JPH1068053A JP24570696A JP24570696A JPH1068053A JP H1068053 A JPH1068053 A JP H1068053A JP 24570696 A JP24570696 A JP 24570696A JP 24570696 A JP24570696 A JP 24570696A JP H1068053 A JPH1068053 A JP H1068053A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- sheet material
- treatment
- rolling
- base alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 19
- 229910001148 Al-Li alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 18
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 13
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 13
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 12
- JFBZPFYRPYOZCQ-UHFFFAOYSA-N [Li].[Al] Chemical compound [Li].[Al] JFBZPFYRPYOZCQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 title 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 24
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 18
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 13
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 6
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052744 lithium Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 18
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 11
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 11
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 8
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 5
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 3
- 239000001989 lithium alloy Substances 0.000 description 3
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 2
- 229910018182 Al—Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018580 Al—Zr Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017539 Cu-Li Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017818 Cu—Mg Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 238000009966 trimming Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 等方性に優れた靭性と、伸び値を向上したＡ
ｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で（以下同じ）Ｌｉ１．０〜３．
０％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０％、
Ｚｒ０．０４〜０．１０％を含み、残部Ａｌと不可避的
不純物からなるＡｌ−Ｌｉ系合金鋳塊を、均質化熱処理
及び熱間圧延の後、温度３８０〜４２０℃で２〜１０時
間の中間焼鈍処理を行い、ついで加工率６０％以上の冷
間圧延を施す。
ｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で（以下同じ）Ｌｉ１．０〜３．
０％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０％、
Ｚｒ０．０４〜０．１０％を含み、残部Ａｌと不可避的
不純物からなるＡｌ−Ｌｉ系合金鋳塊を、均質化熱処理
及び熱間圧延の後、温度３８０〜４２０℃で２〜１０時
間の中間焼鈍処理を行い、ついで加工率６０％以上の冷
間圧延を施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ａｌ−Ｌｉ系合金薄板
材の製造方法に係り、特に靭性の等方性に優れると共に
伸び値を向上したＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法に
関する。
材の製造方法に係り、特に靭性の等方性に優れると共に
伸び値を向上したＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｌｉ１．７〜３．０％とＣｕ，Ｍｇ及び
Ｚｒを含むＡｌ−Ｌｉ系合金は、展伸用Ａｌ合金の国際
規格において２０２０、２０９１、８０９０、８０９１
等で知られている。これらの合金は低密度に加えて高弾
性率化が可能であり、航空・宇宙機器、自動車、軌道車
輌等の軽量化構造材料としてより一層の用途拡大が期待
され、そのためには靭性の一層の向上、特に異方性の無
い靭性が望まれている。
Ｚｒを含むＡｌ−Ｌｉ系合金は、展伸用Ａｌ合金の国際
規格において２０２０、２０９１、８０９０、８０９１
等で知られている。これらの合金は低密度に加えて高弾
性率化が可能であり、航空・宇宙機器、自動車、軌道車
輌等の軽量化構造材料としてより一層の用途拡大が期待
され、そのためには靭性の一層の向上、特に異方性の無
い靭性が望まれている。
【０００３】従来これらＡｌ−Ｌｉ系合金の靭性向上に
関するものでは、結晶粒形状を冷間圧延によって制御す
ることにより、伸び値及び靭性を改善しようとするもの
（特開昭６１−２３７５１）、溶体化処理後に特定速度
で冷却し、冷間圧延を行った後時効処理することによっ
て、破壊靭性を向上させるもの（特開昭６０−２２１５
４３）等が提案されている。しかしながら、この種の合
金の用途の多くは薄板材であり、特に航空機の場合では
損傷許容型の設計がなされることが多く、引張特性のみ
でなく靭性における異方性が問題である。ところが薄板
材の場合、靭性の異方性の解消が不十分であった。
関するものでは、結晶粒形状を冷間圧延によって制御す
ることにより、伸び値及び靭性を改善しようとするもの
（特開昭６１−２３７５１）、溶体化処理後に特定速度
で冷却し、冷間圧延を行った後時効処理することによっ
て、破壊靭性を向上させるもの（特開昭６０−２２１５
４３）等が提案されている。しかしながら、この種の合
金の用途の多くは薄板材であり、特に航空機の場合では
損傷許容型の設計がなされることが多く、引張特性のみ
でなく靭性における異方性が問題である。ところが薄板
材の場合、靭性の異方性の解消が不十分であった。
【０００４】一般に、板材の異方性の原因はミクロ組織
にあり、材料組織が変形母相と異なる立方体方位等を含
むランダムな方位に再結晶化することにより異方性が減
少すると考えられているが、これまでは材料組織をラン
ダムな方位に安定的に再結晶化させ異方性を無くすこと
は、従来の技術常識からは非常に困難であると考えら
れ、具体的方法は不明確であった。
にあり、材料組織が変形母相と異なる立方体方位等を含
むランダムな方位に再結晶化することにより異方性が減
少すると考えられているが、これまでは材料組織をラン
ダムな方位に安定的に再結晶化させ異方性を無くすこと
は、従来の技術常識からは非常に困難であると考えら
れ、具体的方法は不明確であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の事情
を考慮してなされたものであって、靭性の等方性に優れ
ると共に伸び値を向上したＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚ
ｒ系合金薄板材の製造方法を提供することを目的とす
る。
を考慮してなされたものであって、靭性の等方性に優れ
ると共に伸び値を向上したＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚ
ｒ系合金薄板材の製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
め、本発明者等はＡｌ−Ｌｉ系合金板の製造方法につい
て鋭意検討した結果、熱間圧延と冷間圧延の間において
特定条件下で中間焼鈍処理を行い、その後特定の圧下率
で冷間圧延する方法により、本発明の目的を達成するこ
とを見出し、この発明をなすに至った。
め、本発明者等はＡｌ−Ｌｉ系合金板の製造方法につい
て鋭意検討した結果、熱間圧延と冷間圧延の間において
特定条件下で中間焼鈍処理を行い、その後特定の圧下率
で冷間圧延する方法により、本発明の目的を達成するこ
とを見出し、この発明をなすに至った。
【０００７】すなわち、本発明の靭性の等方性に優れた
Ａｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法は、Ｌｉ１．０〜
３．０％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０
％、Ｚｒ０．０４〜０．１０％を含み、残部Ａｌと不可
避的不純物からなるＡｌ−Ｌｉ系合金鋳塊を常法により
均質化処理した後、熱間圧延し、その後温度３８０〜４
２０℃で２〜１０時間の中間焼鈍処理を行い、ついで加
工率６０％以上の冷間圧延を施すことを特徴とし、上記
Ａｌ−Ｌｉ系合金薄板材の組織を微細に再結晶化せし
め、板材の集合組織に立方体方位を導入し、滑りをラン
ダム化することによって延性の向上と靭性の異方性を無
くすものである。
Ａｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法は、Ｌｉ１．０〜
３．０％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０
％、Ｚｒ０．０４〜０．１０％を含み、残部Ａｌと不可
避的不純物からなるＡｌ−Ｌｉ系合金鋳塊を常法により
均質化処理した後、熱間圧延し、その後温度３８０〜４
２０℃で２〜１０時間の中間焼鈍処理を行い、ついで加
工率６０％以上の冷間圧延を施すことを特徴とし、上記
Ａｌ−Ｌｉ系合金薄板材の組織を微細に再結晶化せし
め、板材の集合組織に立方体方位を導入し、滑りをラン
ダム化することによって延性の向上と靭性の異方性を無
くすものである。
【０００８】本発明における化学成分の限定理由につい
て説明する。Ｌｉ：Ｌｉは、軽量化元素であると共に、
準安定相δ´が析出し、強度向上、高剛性化に寄与す
る。Ｌｉ含有量が１．０％未満では軽量化及び強度向上
の効果が不十分であり、また３．０％を超えるえると鋳
造割れ感受性が増大すると共に粗大な準安定相δ´を生
成するなどして合金の伸び値及び靭性を低下させるので
Ｌｉ量の上限は３．０％とする。
て説明する。Ｌｉ：Ｌｉは、軽量化元素であると共に、
準安定相δ´が析出し、強度向上、高剛性化に寄与す
る。Ｌｉ含有量が１．０％未満では軽量化及び強度向上
の効果が不十分であり、また３．０％を超えるえると鋳
造割れ感受性が増大すると共に粗大な準安定相δ´を生
成するなどして合金の伸び値及び靭性を低下させるので
Ｌｉ量の上限は３．０％とする。
【０００９】Ｃｕ：Ｃｕは、Ａｌ−Ｃｕ系の板状析出物
（Ａｌ2 Ｃｕ）や、Ａｌ−Ｃｕ−Ｌｉ系の板状の析出相
（Ｔ1 相）を生成して強度及び靭性の向上に寄与する。
しかしその含有量が１．０％未満では効果が十分で無
く、また３．０％を超えると前記効果が飽和すると同時
に軽量化効果を減殺する。なおＭｇ含有量が１．０％未
満の場合は、Ｃｕ含有量は１．５〜３．０％が望まし
く、またＭｇ含有量が１．０％を超える場合はＭｇによ
る強度向上の効果も期待できるので、Ｃｕは１．０〜
２．５％程度でも良い。
（Ａｌ2 Ｃｕ）や、Ａｌ−Ｃｕ−Ｌｉ系の板状の析出相
（Ｔ1 相）を生成して強度及び靭性の向上に寄与する。
しかしその含有量が１．０％未満では効果が十分で無
く、また３．０％を超えると前記効果が飽和すると同時
に軽量化効果を減殺する。なおＭｇ含有量が１．０％未
満の場合は、Ｃｕ含有量は１．５〜３．０％が望まし
く、またＭｇ含有量が１．０％を超える場合はＭｇによ
る強度向上の効果も期待できるので、Ｃｕは１．０〜
２．５％程度でも良い。
【００１０】Ｍｇ：Ｍｇは固溶効果により、伸び値及び
靭性を低下することなく合金を強化すると同時にＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系の準安定相の板状析出物Ｓ´相（Ａｌ−Ｃ
ｕＭｇ）を生成し、これによりさらに強度向上に寄与す
る。Ｍｇ含有量が０．５％未満では強度向上の効果が十
分でなく、また２．０％を超えると強度は向上するもの
の靭性及び伸び値が低下する。従ってＭｇは０．５〜
２．０％の範囲が望ましい。
靭性を低下することなく合金を強化すると同時にＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系の準安定相の板状析出物Ｓ´相（Ａｌ−Ｃ
ｕＭｇ）を生成し、これによりさらに強度向上に寄与す
る。Ｍｇ含有量が０．５％未満では強度向上の効果が十
分でなく、また２．０％を超えると強度は向上するもの
の靭性及び伸び値が低下する。従ってＭｇは０．５〜
２．０％の範囲が望ましい。
【００１１】Ｚｒ：Ｚｒは、鋳造組織の微細化や再結晶
の抑制等の目的で含有させるが、その含有量が０．２％
を超えるとＡｌ−Ｚｒの粗大金属間化合物を生成して強
度、靭性及び伸び値を低下するため、通常０．２％以下
に制限される場合が多い。含有量が０．１％を超えると
材料組織の再結晶化が抑制されるため、本発明のごとく
再結晶組織を得ることを目的とする場合は、Ｚｒの組織
微細化効果のみを期待し、再結晶抑制効果が及ばない範
囲にＺｒの含有量を制限する必要があり、このためその
含有量は０．０４〜０．１重量％の範囲とする。
の抑制等の目的で含有させるが、その含有量が０．２％
を超えるとＡｌ−Ｚｒの粗大金属間化合物を生成して強
度、靭性及び伸び値を低下するため、通常０．２％以下
に制限される場合が多い。含有量が０．１％を超えると
材料組織の再結晶化が抑制されるため、本発明のごとく
再結晶組織を得ることを目的とする場合は、Ｚｒの組織
微細化効果のみを期待し、再結晶抑制効果が及ばない範
囲にＺｒの含有量を制限する必要があり、このためその
含有量は０．０４〜０．１重量％の範囲とする。
【００１２】その他の元素は、一般のＡｌ合金に許容さ
れている不純物の量と同等である。すなわち、Ｆｅ０．
３０％以下、Ｓｉ０．２０％以下、Ｚｎ０．２５％以
下、Ｃｒ０．１０％以下、Ｍｎ０．１０％以下の含有は
差し支えない。しかし、靭性の異方性をより一層少なく
する必要上好ましくは、Ｆｅ０．１０％以下，Ｓｉ０．
１０％，Ｚｎ０．１０％以下、Ｔｉ０．０５％以下、Ｃ
ｒ０．０５％以下に規制することが望ましい。
れている不純物の量と同等である。すなわち、Ｆｅ０．
３０％以下、Ｓｉ０．２０％以下、Ｚｎ０．２５％以
下、Ｃｒ０．１０％以下、Ｍｎ０．１０％以下の含有は
差し支えない。しかし、靭性の異方性をより一層少なく
する必要上好ましくは、Ｆｅ０．１０％以下，Ｓｉ０．
１０％，Ｚｎ０．１０％以下、Ｔｉ０．０５％以下、Ｃ
ｒ０．０５％以下に規制することが望ましい。
【００１３】Ｔｉは、０．０１〜０．０５％がＡｌ−Ｔ
ｉまたはＡｌ−Ｔｉ−Ｂ等の合金、あるいは含Ｔｉ化合
物の形で鋳塊組織微細化のため積極的に添加含有され
る。Ｍｎは熱間圧延時の再結晶核となる効果や溶体化後
のストレッチにおいて転移をトラップし、その後の時効
処理における析出の核発生サイトとなる効果を有する
が、Ａｌ−Ｍｎ系の粗大金属間化合物を生成するため、
その含有量は０．１０％を上限とする。
ｉまたはＡｌ−Ｔｉ−Ｂ等の合金、あるいは含Ｔｉ化合
物の形で鋳塊組織微細化のため積極的に添加含有され
る。Ｍｎは熱間圧延時の再結晶核となる効果や溶体化後
のストレッチにおいて転移をトラップし、その後の時効
処理における析出の核発生サイトとなる効果を有する
が、Ａｌ−Ｍｎ系の粗大金属間化合物を生成するため、
その含有量は０．１０％を上限とする。
【００１４】次に製造方法について説明する。上記化学
成分を有するＡｌ−Ｌｉ系合金溶湯を、常法に従ってＡ
ｒ等の不活性雰囲気中においてＬｉを保護しつつ半連続
鋳造（ＤＣ鋳造）法によって鋳造する。 得られた鋳塊
は、Ｚｒ化合物が微細分散された微細組織を有し、該鋳
塊を面削したる後、２段階均熱化処理を施す。第１段で
は、４５０±２０℃において４〜４８時間程度の均質化
処理によってＡｌ３Ｚｒを析出させる。ついで第２段で
は、５２０±２０℃において２〜１２時間程度の均熱化
処理により添加元素や不純物元素を固溶させる。
成分を有するＡｌ−Ｌｉ系合金溶湯を、常法に従ってＡ
ｒ等の不活性雰囲気中においてＬｉを保護しつつ半連続
鋳造（ＤＣ鋳造）法によって鋳造する。 得られた鋳塊
は、Ｚｒ化合物が微細分散された微細組織を有し、該鋳
塊を面削したる後、２段階均熱化処理を施す。第１段で
は、４５０±２０℃において４〜４８時間程度の均質化
処理によってＡｌ３Ｚｒを析出させる。ついで第２段で
は、５２０±２０℃において２〜１２時間程度の均熱化
処理により添加元素や不純物元素を固溶させる。
【００１５】上記均熱化処理の後５００〜２５０℃の温
度範囲において圧延率６０％以上の熱間圧延を行う。熱
間圧延温度が５００℃を超えると熱間割れを発生する危
険があり、一方２５０℃未満では耳割れによる板切れが
発生して熱間圧延コイルの製造が困難になる。また熱間
圧延率が６０％未満の場合、鋳塊組織を完全な圧延加工
組織とするには不十分であり、冷間圧延板の靭性が不足
する。また熱間圧延率が高いほど加工組織が微細化する
ため上限はあえて設定する必要はないが、工業的には耳
割れや圧延中の温度低下等により制限される。
度範囲において圧延率６０％以上の熱間圧延を行う。熱
間圧延温度が５００℃を超えると熱間割れを発生する危
険があり、一方２５０℃未満では耳割れによる板切れが
発生して熱間圧延コイルの製造が困難になる。また熱間
圧延率が６０％未満の場合、鋳塊組織を完全な圧延加工
組織とするには不十分であり、冷間圧延板の靭性が不足
する。また熱間圧延率が高いほど加工組織が微細化する
ため上限はあえて設定する必要はないが、工業的には耳
割れや圧延中の温度低下等により制限される。
【００１６】本発明においては、上記熱延板を冷間圧延
前に３８０〜４２０℃の温度範囲において２〜１０時間
の中間焼鈍処理を施し、さらに６０%以上の冷間圧延を
行う。 焼鈍後の冷間圧延における圧延率が６０％未満
であると再結晶による組織のランダム化が不十分で伸び
値の向上は認められるが靭性の異方性が残り、また圧延
率が８０％を超えると、耳割れ等による板切れ等の圧延
トラブルや、トリミング等による製品の歩留り低下が懸
念されるため工業的には８０％程度を上限とするのが好
ましい。
前に３８０〜４２０℃の温度範囲において２〜１０時間
の中間焼鈍処理を施し、さらに６０%以上の冷間圧延を
行う。 焼鈍後の冷間圧延における圧延率が６０％未満
であると再結晶による組織のランダム化が不十分で伸び
値の向上は認められるが靭性の異方性が残り、また圧延
率が８０％を超えると、耳割れ等による板切れ等の圧延
トラブルや、トリミング等による製品の歩留り低下が懸
念されるため工業的には８０％程度を上限とするのが好
ましい。
【００１７】冷間圧延後、板材の調質のための熱処理を
常法により行う。熱処理はＴ６（溶体化後人工時効処
理）又はＴ８（溶体化後冷間加工、ついで人工時効処
理）が普通であるが、Ｔ６よりＴ８処理の方が比強度、
比剛性と共に伸び値と靭性の等方性に優れた結果が得ら
れる。
常法により行う。熱処理はＴ６（溶体化後人工時効処
理）又はＴ８（溶体化後冷間加工、ついで人工時効処
理）が普通であるが、Ｔ６よりＴ８処理の方が比強度、
比剛性と共に伸び値と靭性の等方性に優れた結果が得ら
れる。
【００１８】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいて説明する。
Ａｌ−Ｌｉ系合金（Ｌｉ:2.23 ％、Ｃｕ:2.30 ％、Ｍ
ｇ:1.60 ％、Ｚｒ:0.08％、Ｔｉ:0.03 ％、Ｆｅ:0.05
％、Ｓｉ:0.03 ％、Ｚｎ:0.01 ％、Ａｌ残部）をＡｒガ
ス雰囲気下で溶解し、半連続鋳造法により造塊し、面削
してスラブとした。このスラブを４５０℃において２４
時間、ついで５２０℃において６時間の２段階均熱処理
を行い、その後熱間圧延を行った。熱間圧延の開始温度
は４７０℃、終了温度は２７０℃、圧延率は９０％で板
厚６．０ｍｍ．の熱延板とした。
Ａｌ−Ｌｉ系合金（Ｌｉ:2.23 ％、Ｃｕ:2.30 ％、Ｍ
ｇ:1.60 ％、Ｚｒ:0.08％、Ｔｉ:0.03 ％、Ｆｅ:0.05
％、Ｓｉ:0.03 ％、Ｚｎ:0.01 ％、Ａｌ残部）をＡｒガ
ス雰囲気下で溶解し、半連続鋳造法により造塊し、面削
してスラブとした。このスラブを４５０℃において２４
時間、ついで５２０℃において６時間の２段階均熱処理
を行い、その後熱間圧延を行った。熱間圧延の開始温度
は４７０℃、終了温度は２７０℃、圧延率は９０％で板
厚６．０ｍｍ．の熱延板とした。
【００１９】上記熱延板を温度３６０〜４４０℃におい
て１〜１２時間の中間焼鈍を行った後、圧延率２０〜８
０％の冷間圧延を行い板厚１．２〜４．８ｍｍ．の薄板
材を得た。ついで薄板材を５２０℃において３０分加熱
して溶体化処理した後、３．０±０．５％のストレッ
チ、１５０℃において２４時間の時効処理を行った。
て１〜１２時間の中間焼鈍を行った後、圧延率２０〜８
０％の冷間圧延を行い板厚１．２〜４．８ｍｍ．の薄板
材を得た。ついで薄板材を５２０℃において３０分加熱
して溶体化処理した後、３．０±０．５％のストレッ
チ、１５０℃において２４時間の時効処理を行った。
【００２０】上記の薄板材から圧延方向に対し角度０
°、４５°，９０°の方向よりＡＳＴＭＦ１引張試験片
と、ＪＩＳ４号シャルピー試験片各２本を採取し、それ
ぞれ引張試験とシャルピー試験を行った。試験結果は、
表１ないし表４に示す通りである。なお表５は、本発明
の対象であるＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の前記用途におい
て、一般に要請されている特性値すなわち引張強さ、耐
力、伸び値、シャルピー値の圧延方向別の目標値であ
り、本発明においてもこれを目標達成度の指標とした。
°、４５°，９０°の方向よりＡＳＴＭＦ１引張試験片
と、ＪＩＳ４号シャルピー試験片各２本を採取し、それ
ぞれ引張試験とシャルピー試験を行った。試験結果は、
表１ないし表４に示す通りである。なお表５は、本発明
の対象であるＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の前記用途におい
て、一般に要請されている特性値すなわち引張強さ、耐
力、伸び値、シャルピー値の圧延方向別の目標値であ
り、本発明においてもこれを目標達成度の指標とした。
【００２１】表１の工程Ａは、焼鈍温度４００℃（焼鈍
時間は６時間）で溶体化前の圧延率を２０〜８０％の範
囲で変えた場合であり、表２の工程Ｂは、焼鈍温度を３
６０〜４４０℃の範囲で変化させ、焼鈍時間を６時間、
溶体化前冷間圧延率を８０％で一定とした場合である。
また表３の工程Ｃは焼鈍温度４２０℃、表４の工程Ｄは
焼鈍温度３６０の場合で、焼鈍時間を１〜１２時間に変
えたものである。工程Ｃ、Ｄにおける溶体化処理前の冷
間圧延率は、Ｔ８処理材の再結晶を少しでも起こり難く
するため、いずれも８０％とした。
時間は６時間）で溶体化前の圧延率を２０〜８０％の範
囲で変えた場合であり、表２の工程Ｂは、焼鈍温度を３
６０〜４４０℃の範囲で変化させ、焼鈍時間を６時間、
溶体化前冷間圧延率を８０％で一定とした場合である。
また表３の工程Ｃは焼鈍温度４２０℃、表４の工程Ｄは
焼鈍温度３６０の場合で、焼鈍時間を１〜１２時間に変
えたものである。工程Ｃ、Ｄにおける溶体化処理前の冷
間圧延率は、Ｔ８処理材の再結晶を少しでも起こり難く
するため、いずれも８０％とした。
【００２２】
【表１】 《表注》伸びの向上および靭性の等方性 ○：十分効果有り △：効果不十分 ×：効果無し
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
【表５】
【００２７】表１の工程Ａで焼鈍条件を４００℃におい
て６時間一定とし、溶体化前の冷延率の影響を見ると、
溶体化前冷延率が６０〜８０％で各方向の伸び値、シャ
ルピー値共に高くしかも靭性の異方性も無いが、５０％
以下では伸び値、シャルピー値のいずれかに問題が認め
られ目標値を満足していない。従って、靭性の異方性を
改善するためには、溶体化前冷延率は、６０〜８０％の
範囲が適当と評価された。
て６時間一定とし、溶体化前の冷延率の影響を見ると、
溶体化前冷延率が６０〜８０％で各方向の伸び値、シャ
ルピー値共に高くしかも靭性の異方性も無いが、５０％
以下では伸び値、シャルピー値のいずれかに問題が認め
られ目標値を満足していない。従って、靭性の異方性を
改善するためには、溶体化前冷延率は、６０〜８０％の
範囲が適当と評価された。
【００２８】表２の工程Ｂで熱延板の焼鈍温度の影響を
見ると、焼鈍温度が３６０℃の場合には、再結晶化が十
分に進まないため異方性が残留し、伸び値も低い。３８
０〜４２０℃の範囲では伸び値も向上し、シャルピー値
の異方性も改善されるが、さらに高温の４４０℃では溶
体化時に再結晶粒が粗大化するため、シャルピー値の異
方性は無いが伸び値及びシャルピー値共に低下傾向を示
す。それゆえ熱延板の焼鈍温度は３８０〜４２０℃が適
当であり、それ以上でもそれ以下でも問題がある。
見ると、焼鈍温度が３６０℃の場合には、再結晶化が十
分に進まないため異方性が残留し、伸び値も低い。３８
０〜４２０℃の範囲では伸び値も向上し、シャルピー値
の異方性も改善されるが、さらに高温の４４０℃では溶
体化時に再結晶粒が粗大化するため、シャルピー値の異
方性は無いが伸び値及びシャルピー値共に低下傾向を示
す。それゆえ熱延板の焼鈍温度は３８０〜４２０℃が適
当であり、それ以上でもそれ以下でも問題がある。
【００２９】表３の工程Ｃと表４の工程Ｄにおいて、熱
延板の焼鈍時間の影響を３８０〜４２０℃の温度範囲で
見ると、焼鈍温度が３８０℃、４２０℃の場合のいずれ
も焼鈍時間１時間では伸び値、シャルピー値共改善効果
は不十分である。またいずれの場合も焼鈍時間１２時間
では、溶体化時に結晶粒が粗大化し、靭性の異方性は消
失するものの、シャルピー値は低下傾向を示し目標値を
下回っている。従って目標値を満足する適切な焼鈍条件
としては、温度３８０〜４２０℃において時間は２〜１
０時間の範囲であることが認められた。
延板の焼鈍時間の影響を３８０〜４２０℃の温度範囲で
見ると、焼鈍温度が３８０℃、４２０℃の場合のいずれ
も焼鈍時間１時間では伸び値、シャルピー値共改善効果
は不十分である。またいずれの場合も焼鈍時間１２時間
では、溶体化時に結晶粒が粗大化し、靭性の異方性は消
失するものの、シャルピー値は低下傾向を示し目標値を
下回っている。従って目標値を満足する適切な焼鈍条件
としては、温度３８０〜４２０℃において時間は２〜１
０時間の範囲であることが認められた。
【００３０】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、特
定量のＬｉ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｚｒを必須成分とし残部はＡ
ｌと不純物よりなるＡｌ−Ｌｉ系合金の薄板材の製造に
おいて、熱間圧延と冷間圧延の間において特定条件の中
間焼鈍を施すこと、および冷間圧延の圧延率を特定値以
上に調整することによって、薄板材の組織を微細再結晶
化し、集合組織に立方体方位を導入し、滑りのランダム
化をもたらす結果、伸び値を向上し、かつ靭性の異方性
を無くし等方性に優れたＡｌ−Ｌｉ系薄板材を確実、か
つ安定して製造することができる。
定量のＬｉ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｚｒを必須成分とし残部はＡ
ｌと不純物よりなるＡｌ−Ｌｉ系合金の薄板材の製造に
おいて、熱間圧延と冷間圧延の間において特定条件の中
間焼鈍を施すこと、および冷間圧延の圧延率を特定値以
上に調整することによって、薄板材の組織を微細再結晶
化し、集合組織に立方体方位を導入し、滑りのランダム
化をもたらす結果、伸び値を向上し、かつ靭性の異方性
を無くし等方性に優れたＡｌ−Ｌｉ系薄板材を確実、か
つ安定して製造することができる。
【００３１】これによって、従来比強度、比弾性率に優
れるため航空機、車輌等の軽量化構造材として有用であ
るＡｌ−Ｌｉ系合金の課題であった靭性の異方性が解決
し、等方性に優れた靭性と共に伸び値を向上したＡｌ−
Ｌｉ系合金薄板材を製造できるようになるため、この分
野への用途拡大が期待され、本発明の産業上の貢献は大
きい。
れるため航空機、車輌等の軽量化構造材として有用であ
るＡｌ−Ｌｉ系合金の課題であった靭性の異方性が解決
し、等方性に優れた靭性と共に伸び値を向上したＡｌ−
Ｌｉ系合金薄板材を製造できるようになるため、この分
野への用途拡大が期待され、本発明の産業上の貢献は大
きい。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で（以下同じ）Ｌｉ１．０〜３．
０％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０％、
Ｚｒ０．０４〜０．１０％を含み、残部Ａｌと不可避的
不純物からなるＡｌ−Ｌｉ系合金鋳塊を、均質化熱処理
及び熱間圧延の後、温度３８０〜４２０℃で２〜１０時
間の中間焼鈍処理を行い、ついで加工率６０％以上の冷
間圧延を施すことを特徴とする靭性の等方性に優れたＡ
ｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24570696A JPH1068053A (ja) | 1996-08-28 | 1996-08-28 | 靭性の等方性に優れたＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24570696A JPH1068053A (ja) | 1996-08-28 | 1996-08-28 | 靭性の等方性に優れたＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1068053A true JPH1068053A (ja) | 1998-03-10 |
Family
ID=17137602
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24570696A Pending JPH1068053A (ja) | 1996-08-28 | 1996-08-28 | 靭性の等方性に優れたＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1068053A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013537936A (ja) * | 2010-09-08 | 2013-10-07 | アルコア インコーポレイテッド | 改良されたアルミニウム−リチウム合金及びその製造方法 |
| CN108531782A (zh) * | 2018-04-11 | 2018-09-14 | 上海交通大学 | 一种含镁铸造铝锂合金及其制备方法 |
| CN117187607A (zh) * | 2023-10-10 | 2023-12-08 | 中北大学 | 一种高塑性铸造铝合金的制备方法 |
-
1996
- 1996-08-28 JP JP24570696A patent/JPH1068053A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013537936A (ja) * | 2010-09-08 | 2013-10-07 | アルコア インコーポレイテッド | 改良されたアルミニウム−リチウム合金及びその製造方法 |
| CN108531782A (zh) * | 2018-04-11 | 2018-09-14 | 上海交通大学 | 一种含镁铸造铝锂合金及其制备方法 |
| CN117187607A (zh) * | 2023-10-10 | 2023-12-08 | 中北大学 | 一种高塑性铸造铝合金的制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3194742B2 (ja) | 改良リチウムアルミニウム合金系 | |
| JP4577218B2 (ja) | ベークハード性およびヘム加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板の製造方法 | |
| JP4901757B2 (ja) | アルミニウム合金板、及びその製造方法 | |
| WO2014132925A1 (ja) | 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP3022922B2 (ja) | 冷間圧延特性を改良した板またはストリップ材の製造方法 | |
| WO2016190409A1 (ja) | 高強度アルミニウム合金板 | |
| EP0480402A1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| JP4229307B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2008190022A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金熱延上り板およびその製造法 | |
| JP2019183264A (ja) | 高強度アルミニウム合金、該アルミニウム合金を用いたアルミニウム合金板およびアルミニウム合金部材 | |
| JPS6050864B2 (ja) | 曲げ加工性に優れた成形加工用アルミニウム合金材料およびその製造法 | |
| JPH06340940A (ja) | プレス成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JPH10259464A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| KR102566987B1 (ko) | 고강도 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 후판 및 그 제조방법 | |
| JP2001262265A (ja) | 高成形性アルミニウム合金板の熱間圧延材 | |
| JPH0447019B2 (ja) | ||
| JPH11350058A (ja) | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JPH1068053A (ja) | 靭性の等方性に優れたＡｌ−Ｌｉ系合金薄板材の製造方法 | |
| JPH07116567B2 (ja) | Ａ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 | |
| JPH08269608A (ja) | 成形性および耐食性に優れた高強度アルミニウム合金 | |
| JPH0860283A (ja) | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP3983454B2 (ja) | 高強度高成形性アルミニウム合金板の製造方法および該製造方法により得られるアルミニウム合金板 | |
| JPH0480979B2 (ja) | ||
| JPH0718389A (ja) | 成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金板の製造方法 | |
| JPH05345963A (ja) | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |