JP3022922B2 - 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 - Google Patents

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

Info

Publication number
JP3022922B2
JP3022922B2 JP3500675A JP50067590A JP3022922B2 JP 3022922 B2 JP3022922 B2 JP 3022922B2 JP 3500675 A JP3500675 A JP 3500675A JP 50067590 A JP50067590 A JP 50067590A JP 3022922 B2 JP3022922 B2 JP 3022922B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
annealing
billet
alloy
sufficient
weight
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.)
Expired - Lifetime
Application number
JP3500675A
Other languages
English (en)
Other versions
JPH05501588A (ja
Inventor
マイケル ガテンバイ，ケビン
グラハム パルマー，イアン
グライムス，ロジャー
Original Assignee
アルカン インターナショナル リミティド
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by アルカン インターナショナル リミティド filed Critical アルカン インターナショナル リミティド
Publication of JPH05501588A publication Critical patent/JPH05501588A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP3022922B2 publication Critical patent/JP3022922B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、特に宇宙構造物に適し及び冷間圧延諸特性
を改良して分ったリチウム含有アルミニウム合金に関す
る。
そのような合金は、かなりの重量削減、例えば他のア
ルミニウム合金より20％までもの削減を可能にすること
が注目されており、さらに該合金は高い強度と剛性、そ
して優れた耐腐食特性をもつことが知られている。しか
しながら、該合金は過去において他の航空機用合金と比
較して、破壊靱性の低下をこうむることを免れず、かつ
冷間圧延が困難であった。
マグネシウム、銅及びジルコニウムの微量添加を行
い、商業的に開発された好結果のアルミニウム−リチウ
ム合金はEP−Ｂ−0088511中に“8090"と名づけられ、説
明されかつクレームされている。この概知の合金は、重
量パーセントで次の組成を持つ： リチウム 2.0ないし2.8 マグネシウム 0.4ないし1.0 銅 1.0ないし1.5 ジルコニウム 0.2未満 マンガン ０ないし0.5 ニッケル ０ないし0.5 クロム ０ないし0.5 アルミニウム 残部（付帯的不純物を除く） X2020のような、先行のAL−Li合金と対比して、この公
知合金を測定すると、該合金は十分な強度のような他の
好ましい性質を失うことなく改善された破壊靱性を示
す。
EP−Ｂ−0088511において、再結晶の結晶粒径と結晶
粒成長を制御するジルコニウムの重要性が認められてお
り、そして均質化、熱間加工、中間焼鈍をともなう冷間
圧延、固溶体化処理、水急冷及び引伸しの工程を経て合
金インゴットを処理することが記載されている。
EP−Ｂ−0124286は、8090合金と非常に類似した合金
に関係しており、ただし該合金の銅含有量がEP−Ｂ−00
88511の場合よりも少なくとも重量％で1.6％高められ
た。この合金は“8091"として商業的に現在認められて
いる。この特許において、このインゴットの熱履歴が、
最終冷間圧延薄板ないしストリップの等方性に関し、及
び後工程冷間圧延を行うことの容易性に関しても重要で
あるとして認められている。特に、この特許において教
示されていることは、この鋳塊合金が均質化、熱間圧
延、冷間圧延、溶体化処理そして、その後例えば引伸し
のような冷間加工を施こされることである。
適切な処理と熱処理条件を用いることによって、宇宙
構造物に対する適切な強度を持合せる、改良された損傷
許容量と供に、随意に改良された冷間圧延特性を持つ、
AL−Li合金から薄板ないしストリップを製造することが
可能であることが分っている。
“損傷許容量”は的確な定義がないので、本発明のア
ルミニウム合金に対する、一組の代表的な値は：−引張
特性： 0.2耐力 ＞290MPa 引張強さ ＞400MPa 破断に至るまでの伸び＞10％ ASTM561に従って測定した破壊靱性（Kc）： 1.6mm厚の板に対しては： 疲労クラック成長： 1.6mm厚の板da/dn＜0.7×10-4mm/cycle 疲労クラック生長に関して、加圧胴体構造に適合する
損傷許容量の試験において、薄板試料は疲労クラックが
成長するように繰り返し引張応力を受ける。疲労クラッ
クは引張荷重の軸にほぼ垂直に伝播し、そして破壊が生
ずるまで、この方向に連続に成長する。AL−Li合金の薄
板においては、合金の組成及び薄板の製造復歴で適切に
制御されていなければ、疲労クラックは垂直な方向から
分れて引張軸に平行な方向に成長する傾向がある。
EP−Ａ−0210112には、（重量％で）１から3.5％まで
のLi、４％以下のCu、５％以下のMg、３％以下のZn及び
Mn、Cr及び／又はZrの添加物を含有するALベースの製品
において、該合金が0.10％以下のZr、0.8％以下のMn、
0.2％以下のCrを含有し、％Zr/0.03＋％Mn/0.3＋％Cr/
0.07＞１であり、及び該合金の組織が200μｍより小さ
いか又は等しい平均結晶粒径を有するように再結晶化さ
れていることを特徴とする該製品を開示している。この
公報の開示によると、１ないし3.5％Li、４％以下の
銅、５％以下のMg、３％以下のZn（重量％で）及びMn、
Cr及び／又たZnの添加物を含有するAlベースの再結晶合
金の製造方法が、鋳造工程、可能な均質化工程、熱間圧
延工程、及び必要ならば中間焼鈍を伴う可能な冷間圧延
工程、固溶体化熱処理工程、水急冷工程、及び低温時効
工程を含んでなり、そしてZr、Mn及びCrのパーセントが 下記限定： Zr≦0.10％ Mn≦0.8％ Cr≦0.20％ と共に％Zr/0.03＋％Mn/0.3＋％Cr/0.07＞１ によって規定されていることを特徴としている。
この公報には、450℃での中間焼鈍工程の特別な教示
及び200から500℃までの温度を用いる一般的な指導があ
る。しかしながら、この記載された温度範囲内ではひき
続く冷間圧延中及び同様に重要な冷間圧延後の再結晶
中、金属の挙動に及ぼす重要な効果を持つ、種々の金属
学的変化を生ずることが現在分っている。
同様にEP−Ａ−0157711に開示されている主な合金元
素としてLi、Mg及びCuを本質的に含有しているAlベース
合金を製造する方法は、製作、均質化操作、熱間圧延操
作、必要ならば中間焼鈍操作を伴う冷間圧延随意操作、
溶体化処理、急冷操作、随意の制御冷間圧変形操作が及
び焼戻し操作からなり、そして前記熱間圧延操作を100
゜から420℃の間の温度範囲で行うことを特徴としてい
る。
開示された方法の目的は高水準の延性と等方性を有す
る製品を得ることである。この方法において、記載され
た随意工程の一つは焼鈍操作であり、この操作は200か
ら550℃の温度範囲で行われ、かつ数分間から数時間続
けられる。実施例には、350℃で1.5時間の炉中焼鈍が記
載されている。この公報においては、製造過程でのこの
条件の焼鈍が最終製品に損傷許容量を困らせるという重
要な効果が認識されていない。
比較的狭い温度域において、通常には約270及び350℃
の間で中間焼鈍工程を行うことに、非常に独特な長所が
あることを意外にも今になって分ってきた。この温度域
内の焼鈍は、マトリックス中の溶質に比較的少量残る溶
質元素で室温までの冷却時に形成される微細で実質上均
一な析出をもたらす。この金属学的組織を持つ材料は、
冷間圧延後に、良好な損傷許容量を製品に与えるための
最終焼鈍処理中に容易に再結晶することが分かった。こ
の材料は、冷間圧延されやすいことがさらに分った。
従来の焼鈍処理が施こされたAL−Li合金素材片ないし
薄板は、冷間圧延による冷間圧下中のエッジ割れあるい
は冷間圧延後の巻取中の割れを生じる傾向がある。商業
生産用圧延機での従来の圧延操作においては、これらの
問題を、圧延機を通過する一パス当りの冷間圧延率を15
％以下に制限し、かつ圧延機全体で各パスあるいは数パ
スごとに中間焼鈍することによって回避していた。製造
時間及び製造コストのかなりの節約は、パス当りの圧下
率及び／又は各中間焼鈍間のパス回数を大きくすること
によって達成することができる。アルミニウム−リチウ
ム合金の損傷許容量を改善する研究を行なっている間
に、前述の金属学的組成を作る条件の下で焼鈍した材料
の冷間圧延挙動に実質的な改善があることが驚くべきこ
とに分ってきた。そのような材料は、１パス当り25％以
上の圧下率で商業用圧延機にて冷間圧延が可能になり、
そして焼鈍処理と焼鈍処理の間に２回以上のパスが有害
なエッジ割れ又は割れを生ずることなしに与えられる。
下限温度は、（ａ）後工程の冷間圧延挙動に有害であ
ることが分っている、デルタプライム（δ′）と呼ばれ
る粗い析出物の焼鈍組織の出現、及び（ｂ）加工した合
金に直後の圧延のために十分軟化を得るための必要条件
によって設定される。δ′の記載は、英国，バーミンガ
ム大学,1988年,K.Gatenbyの博士請求論文にある。この
発明に用いられる好ましいアルミニウム−リチウム合金
では、δ′は約270℃以上の温度で出現しないことが分
っている。
焼鈍温度を約350℃に上げることは、粗くて脆い金属
間相の急激な形成を招くことが分っている。この相は多
小変化をもつ組成ではあるが、Ｃ相として示されており
（参照：英国，バーミンガム大学,1988年,K.Gatenbyの
博士請求論文）、そして、この相は、薄板ないしストリ
ップの割れを招くので、冷間圧延挙動に悪影響を及ぼ
す。このＣ相粒子は圧延中に破壊され、これによって焼
鈍後も組織中に維持される空孔を作り出す。
Ｃ相は450℃で焼鈍した試料には存在しないにもかか
わらず、このような高温度での焼鈍は室温までの冷却中
にマトリックスの溶質中に保持される溶質元素の量を増
加させることが分っている。これは二つの有害な結果の
原因となる。
（ａ）冷間圧延中の加工硬化率は、350℃で焼鈍した後
よりも450℃で焼鈍した後の方がさらに高くなる。例
ば、350℃で中間焼鈍され及び圧下率65％の冷間圧延し
た8090合金は、約100VPNの硬度であるのに対して、450
℃で焼鈍後同じ圧延圧下率を与えた同一の材料は、130V
PNの硬度であった。このより高い硬度はより高い圧延荷
重をもたらし、及びこのため圧延中の困難性を増加し、
及び割れる傾向を強める。
（ｂ）中間焼鈍を450℃で行なった時には、冷間圧延後
の再結晶は一層起こりにくくなる。350℃で焼鈍しかつ
厚さの圧下率37％まで冷間圧延した8090合金は塩浴中で
の10ないし20分、530℃の標準焼鈍後完全に再結晶し
た。450℃で焼鈍し同じ左下率まで圧延した同じ材料は5
30℃の焼鈍後ほんのわずかの再結晶を示したにすぎず、
及び完全な再結晶は、標準塩浴焼鈍が続く73％冷間圧下
を行うまでは観察されなかった。
本発明に従がって改良された損傷許容量を任意的に有
する改良された冷間圧延諸特性を備えた薄板ないしスト
リップ材の製造方法を提供し、該製造方法は、下記工
程： （ａ）重量％での組成： リチウム 1.9ないし2.6 マグネシウム 0.4ないし1.4 銅 1.0ないし2.2 マンガン ０ないし0.9 ジルコニウム ０ないし0.25 他の結晶粒制御元素 のうち少なくとも一種 ０ないし0.5 ニッケル ０ないし0.5 亜鉛 ０ないし0.5 アルミニウム 残部（付帯的不純物を除く） の合金であって、前記他の結晶粒制御元素は、ハフニウ
ム、ニオブ、スカンジウム、セリウム、クロム、チタン
及びバナジウムから選択され、かつ（ｉ）マンガン、
（ii）ジルコニウム及び前記他の結晶粒制御元素結晶の
一種（iii）の少なくとも１つが存在する該合金のビレ
ットを熱間圧延するのに適した条件で、用意する工程； （ｂ）焼鈍に適する中間形成物を生成するように前記ビ
レットを熱間圧延する工程； （ｃ）焼鈍温度を前記中間形成物が後で圧延されるのに
十分なほど軟化するのに十分に高く、かつ本質的にδ′
析出物を形成しない程度高く、しかしかなりの量のＣ相
を形成する程高くはしないで、そして焼鈍時間を工程
（ｄ）に必要な加工硬化の程度を減少するのに、十分な
程度に可溶成分を該中間形成物中に析出させるのに十分
な時間として、前記中間形成物を焼鈍する工程； （ｄ）所望の厚さの薄板ないしストリップを製造するた
め及び工程（ｅ）の間に、本質的に十分に再結晶した結
晶組織を形成するのに十分な程度に、前記焼鈍された中
間形成物を冷間圧延する工程； （ｅ）その中に本質的に十分再結晶した結晶組織を生成
するように、前記冷間圧延した板ないしストリップ材を
急熱急冷する工程； からなる。
一般にこのビレットは鋳物の形態で提供される。ビレ
ットを熱間圧延するのに適した状態にするためには、下
記の２つの付加工程が必要である。
（１）溶融状態から冷却及び凝固に起因する、前記鋳造
ビレット中の内部応力を除去するに十分な時間及び温度
で、前記鋳造ビレットを加熱する工程； （２）前記ビレット中の低溶融点相の実質的全てを、溶
解することなしに分解するのに十分なかつ均質化された
ビレットを、製造するのに十分な温度、速度および時間
で、前記応力除去ビレットを加熱する方法； しかしながら、このビレットは他の従来技術、例え
ば、スプレー付着、（spray deposition）又は粉末技術
によっても用意できる。これらの場合、前述の二つの随
意の工程を必要としない。
本発明に用いたいくつかの合金では、それらが改良し
た損傷許容量を持つ薄板ないしストリップを製造するに
十分な程度に室温で時効することが分った。しかしなが
ら、他の合金では独特な時効ステップが必要である。両
方の場合において、必要ならば、引伸し、槌打ち（plan
ishing）が時効に先立って行なわれる。
その上、時効に先立って、再びステップ（ｃ）から可
能ならば、ステップ（ｄ）から前述の工程を繰り返すこ
とにより、再結晶した薄板ないしストリップを再び随意
に再結晶させることができる。２回目の再結晶は、完全
な再結晶を達成するに必要な冷間圧延量が、一回目の30
〜40％に比較して十分に少ない（10ないし20％）ので、
一回目の再結晶より達成することが十分に容易であるこ
とが分っている。この容易な２回目の再結晶は、多分最
初の再結晶の結果として生ずるAl3Zr分散粒子の整合性
喪失すなわち、その後の再結晶を妨げる効果を減少する
非整合Al3Zrを伴う、結果である。
本発明に用いたアルミニウム−リチウム合金はマグネ
シウムと、銅と結晶粒制御元素の少なくとも１種とを含
有し、その含有量は結晶粒粗大化を防ぐ能力のある粒子
を分散させ、一方では後の処理工程中に再結晶を可能に
するのに十分な量である。ジルコニウムは好ましい結晶
粒制御元素であり、しかしハフニウム、ニオブ、スカン
ジウム、セリウム、クロム、マンガン、チタン、又はバ
ナジウム又はそれらの混合を含む他の元素はジルコニウ
ムと一緒に又は無しで使用される。一般に、ジルコニウ
ムは重量％で0.15％までの量、好ましくは0.05ないし0.
10％及びさらに好ましくは0.05ないし0.07％用いられ
る、とはいえジルコニウム又は他の結晶粒微細化元素の
正味量は、用いられるその鋳造条件、鋳造インゴットの
形状、特に用いられるインゴット冷却システム、及びそ
の後の焼鈍処理に依存する。通常、バランスは、この加
熱処理工程中に起り、本質的なものである、全面的再結
晶を与えるのに十分少ないZr成分と有益な結晶粒制御効
果を持っためには合理的に十分多いZr成分との間で決定
される。
重量％で2.60％より高いリチウム含有量では、その結
果の薄板ないしストリップ材は、冷間圧延を困難するこ
とが分ったため、好ましくは、重量％で2.5より高くな
りかつ2.20％まで低くないリチウム量とし、さらに好ま
しくは重量2.25から2.45％とする。
マグネシウムに対してはその好ましい範囲は重量％で
0.7ないし1.4％、望ましくは0.8ないし1.2％であり、一
方銅に対してはその好ましい範囲重量％では1.0ないし
1.4％、望ましくは、1.10ないし1.30％である。
マンガンの存在は、結晶粒制御元素として及び再結晶
を促進するので有益であって、0.9％まで添加できるに
もかかわらず、実際面ではスクラップ金属を再利用する
場合にトラブルを生じさせるので、この元素の添加には
抵抗がある。しかしながら、マンガンは結晶粒制御作用
を有するので存在する時にはマンガンの重量％で0.5％
以下である。
合金の残りの含有物は好ましくはAA8090と同ようにす
る、しかしここで亜鉛は故意の添加として又は混入元素
として0.5％以下の量存在して良く、混入は、例えばAl
−Zn合金と張合わせたAl−Li合金製品を再利用する結果
として生じる。
初期鋳造方法を用いた本発明に従う薄板ないしストリ
ップ材の製造処理工程を次のとうりである。
1. この合金は鋳造され、好しくは、ダイレクトチル方
法によってなされ、次に溶融合金の溶湯からの冷却によ
って生じた内部応力を除去するのに十分な温度まで制御
した速度で加熱する。前述の好ましい合金にとって、加
熱温度は、普通は、300及び500℃の間で、好ましくは30
0と400℃の間である。この加熱中に、過飽和固溶体中に
保持された構成成分の少なくともいくつかが析出するで
あろう。
2. 加熱工程から中間冷却又は直接続くどちらかで、そ
の応力除去したビレットは、低融点相を溶解せずに事実
上全て分解するような制御した速度で加熱される、及び
そのビレットは、その溶解しうる相を全て事実上分解す
るための温度及び十分な時間保持によって均質化され、
そしてこのビレットを室温まで冷却し、皮むきする。
3. 均質化したビレットは、その後、一般に535と545℃
の間で再加熱され、熱間圧延され、随意に中間段階で再
加熱され、及び高温での交差圧延のような熱間引伸しを
随意行って、焼鈍に適した中間形成物を作る。望むな
ら、熱間圧延した金属は、生じた第２相の変質と分布を
させるため約450℃に加熱される。
4. 次に、熱間加工した材料は、冷間圧延中の加工硬化
の程度を減少するために、可溶性成分を析出させるため
に、焼鈍される。前述の好ましい合金にとって、この熱
間加工は一般に用いる合金の正味組成に依存する約270
℃と350℃との間で、好ましくは約270゜と325℃の間
で、及びさらに好ましくは約300℃で行う。今までの検
討のように、この焼鈍温度は、その後圧延することに対
して中間形成物を十分に軟化するために十分高くする、
及び本質的にδ′析出物を形成しない程度高く、しかし
重要なＣ相を形成するほど高くない。
5. そして、この焼鈍した材料は、その最終厚まで冷間
圧延され通常270゜と350℃との間での中間焼鈍は任意で
あり、薄板ないしストリップへの十分な冷間加工は固溶
体化処理中に微細再結晶粒組織を形成するようになされ
る。
6. この冷間加工した板ないしストリップは、その後固
溶体化処理されかつ十分に再結晶された結晶粒組織を作
るために、適切な熱処理温度まで急加熱を、好ましくは
塩溶中で行う、そして急冷却を、好ましくは水急冷を行
う。この加熱処理が二工程でなされるうることに注目す
べきであり、第一工程では再結晶を引き起すために450
℃から約530℃以下の低温度であり、次の第二工程では
板ないしストリップを溶体化処理するために約530℃で
あって、水急冷が続く。この加熱工程を連続加熱処理
炉、大気循環炉又は誘導加熱によって行うこともできる
が塩浴が好ましい。
7. 随意の再結晶を先に検討したように工程４から再
び、又は工程５から再び開始して行うことができる。
8. その後この焼入た板ないしストリップを、望むなら
ば引伸し及び／又は槌打ちし、それから時効し、例えば
約150℃で24時間の時効で、最終製品を製造する。自然
時効が、靱性及び強度の所望の特別な組合せに応じて、
ある種の合金にとっては可能である。
本発明の実施態様例を、下記の実施例及び添付した図
面を参照し、例として次に記述する。
実施例１ マンガン含有合金を本発明に従って作った。
表１の組成Ａを持つインゴットを直接チル鋳造法によ
って鋳造し次に応力を540℃の均質化で除去した。この
インゴットを4mm厚さの素材片に熱間圧延しそして８時
間300℃で焼鈍した。この素材片を3.0mm厚まで冷間圧延
し、再び300℃にて８時間焼鈍した。その後、この素材
片を1.6mm厚まで冷間圧延し、塩浴中で530℃にて10分間
固溶体化処理し、次に水急冷した。２％の槌打及び引伸
し後に、得られたストリップを150℃で24時間時効し
た。
この薄板の再結晶粒径、引張及び破壊靱性諸性質を表
２に示した。
この合金は勝れた機械的性質を持つが、先に述べた理
由から、Mn添加をしないほうが好ましいことがある。疲
労性質は同等条件で試験した張合せ2024合金より勝れる
ことが分った。
実施例２ 表１の組成Ｂを持つインゴットを鋳造し、次に前述の
実施例１に従い熱間及び冷間圧延をした。この仕上した
薄板の結晶粒径及び機械的性質を表２に示す。
疲労試験を行なって、疲労クラックが引張応力軸に垂
直方向に初期に成長し、しかしその後巨視的スケールで
この軸方向に意味のある離脱を示した。この疲労クラッ
ク挙動は、大型輸送航空機の外装板のような、ある一定
の航空構造物には受入れられないけれども、高損傷許容
範囲を必要とする他の分野、例えば、薄板材から組立て
る胴体架台、において受入れられるであろう。
実施例３ 表１の組成Ｃを持つインゴットを実施例１でのように
処理した。この仕上げ薄板の再結晶粒径及び機械的性質
を表２に示す。
疲労試験をこの合金について行ったところ、このクラ
ックは巨視的なクラック離脱なしに応力軸方向に垂直に
成長した。
表 １ インゴット Li Cu Mg Zr Mn Ａ 2.33 1.19 0.69 0.07 0.29 Ｂ 2.44 1.27 0.73 0.06 − Ｃ 2.27 1.18 0.83 0.07 − Ｄ 2.32 1.14 0.85 0.07 − 実施例４ 表１の組成Ｄを持つインゴットを実施例１でのように
処理し、ただし、1.4mm厚まで冷間圧延した後で、冷間
圧延したいくつかの薄板を530℃にて30分間塩浴中で再
結晶させ、そして冷水急冷をして微細等軸再結晶粒組織
（D1）にし、またいくつかの薄板を予熱空気再循環炉中
で30分間530℃で再結晶させ、そして微細層状再結晶粒
組織（D2）にした。両方の材料を２％引伸し、次に同じ
耐力水準を与えるために150℃で異なる時間で時効し
た。この薄板の再結晶粒径、引張及び破壊靱性諸性質を
表３に示す。
両方の材料は非常に高い水準の破壊靱性を示すことが
分る。（板厚の減少及び狭い試験片幅の採用の２つの理
由から、これらの1.4mm厚さの材料から得られた靱性値
は表２に示す1.6mm厚さの材料の値よりわずかに低
い。） 実施例５ 実施例４の塩浴再結晶材料の試料をその後５％及び12
％含む圧下率の範囲で冷間圧延した。次に、この試料を
530℃で30分間塩浴中で焼鈍した。結晶粒組織の実験に
おいて、５％圧延した試料は過度の２次結晶粒成長を示
した、ところが12％以上圧延した試料は微細で完全な再
結晶粒組織を示すことが分った。
約300℃で中間焼鈍を施した熱間圧延素材片は、それ
が約30％冷間圧下を受けるまで530℃で焼鈍中に完全な
再結晶しないことが明らかとなった。
二回目の再結晶は一回目の再結晶より少ない歪で導入
されることをこの実施例が示す。
薄板のバッチ処理について説明したが、連続熱処理ラ
インで処理することが可能であることも正しい評価であ
る。連続熱処理ラインで最も便利に処理できるところの
２段熱処理は実施例５に示すように、この仕上薄板に驚
べき効果をもたらすことがわかった。
実施例６ 8090標準材料の鋳魂片を応力除去し、均質化し及び6m
m厚に熱間圧延した後540℃まで再加熱した。次にこの薄
板の試料を275゜と475℃の温度の間で16時間焼鈍し、そ
して厚さの40％の圧下率まで冷間圧延した。比較のた
め、熱間圧延材のままの試料を厚さの40％の圧下率まで
冷間圧延した。
カーン・ティヤー・試験（Kahn Tear Test）（参照.J
・カウフマンとM.ホルトによる“アルミニウム合金の破
壊特性”と題し、1965年にアルコア技術誌（18）に公表
された:Alcoa Technical Paper 18 published in 1965
entitled“Fracture Characteristics of Aluminium A
llors"by J.Kaufman and M.Holt）のため準備した試料
を使ってクラック発生に必要とするエネルギー及びクラ
ック伝播に必要エネルギーを確定するため従来の手順を
用いて試験をした。クラック伝播エネルギーの著るしい
増加が、図１に示されるように、275゜と350℃間で焼鈍
した試料で観察されている。350℃以上では中間焼鈍の
ない冷間圧延を行なった試料の水準よりもわずかに上の
水準まで結局は降下し減少した。焼鈍最適温度は275゜
と350℃の間にあることをこれらの結果が立証してい
る。なぜならばこの温度領域はその後、冷間圧延中の割
れを少なくするらしい。
カーン・ティヤー試験に用いた厚さは0.100″（2.54m
m）であった。
実施例７ 2.48Li−1.22Cu−0.83Mg−0.069Zrの組成（重量％）
及び6.4mm厚さの熱間圧延した試料を300℃と350℃でそ
れぞれ1,2,4,8,16及び24時間焼鈍し、引き続き空冷し
た。比較のため、いくつかの試料を１時間と16時間の焼
鈍し、徐冷却炉を用いて冷却した。試料の引張諸性質が
測定されそして表４に示されている。
両方の焼鈍温度で耐力及び最大強さの水準は減少しか
つ延性は焼鈍時間と共に増加することが認められる。し
たがってたとえ短い焼鈍時間で続いて遅い炉冷却をした
としても、長い焼鈍時間（16h）は短い焼鈍時間（１〜2
h）よりも著しい軟化及び延性を材料にもたらす。最も
高い延性をもたらす最適焼鈍処理は300℃で16時間であ
ることが分った。
注目すべきことに、これらの結果が証明していること
は、最低の強さ及び最大の延性がEP−Ａ−0157711の実
施例２及び３に例挙する長い熱処理時間で生ずることで
ある。さらに、強さ及び延性の水準は、焼鈍温度からの
冷却によってそれほど影響されない。
焼鈍時間の延長あるいは上り高温度は多くの合金の延
性を増加させ及び強さを減少させることが知られている
けれども、本発明のAl−Li合金においては、上述の温度
範囲に加熱したときに、強さ及び／又は延性に逆に作用
する金属間相を形成する傾向のある、このことが観察さ
れるのは驚べきことである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 パルマー，イアン グラハム イギリス国，オーエックス 15 ４イー ディー オクソン，バンバリー，ボディ コート，ウィーピング クロス （番地 なし），サウス クロス ハウス (72)発明者 グライムス，ロジャー イギリス国，エイチピー22 ５エヌキュ ー，バッキンガムシャー，ノース アイ ルスバリー，ホルトン，アストン ホー ル （番地なし），アストン ホールロ ッジ (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22F 1/04 - 1/057 C22C 21/00 - 21/18

Claims (18)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】下記工程； （ａ）重量％での組成； リチウム 1.9ないし2.6％ マグネシウム 0.4ないし1.4％ 銅 1.0ないし2.2％ 0.9％以下のマンガン、0.25％以下のジルコニウムから
    選択された少なくとも１種、及び0.5％以下他の結晶粒
    径制御元素から選択された少なくとも一種、及び アルミニウム及び付帯的不純物 残部 の合金であって、前記他の結晶粒制御元素はハフニウ
    ム、ニオブ、スカンジウム、セリウム、クロム、チタ
    ン、及びバナジウムから選択され、該合金のビレットを
    熱間圧延するのに適した条件で、用意する工程； （ｂ）焼鈍に適する中間形成物を生成するように前記ビ
    レットを熱間圧延する工程； （ｃ）焼鈍温度を前記中間形成物が後で圧延されるのに
    十分なほど軟化するのに十分に高く、かつ本質的にδ′
    析出物を形成しない程度高く、しかしかなりの量のＣ相
    を形成する程高くはしないで、270゜から350℃の温度と
    し、そして焼鈍時間を工程（ｄ）に必要な加工硬化の程
    度を減少するのに、十分な程度に可溶成分を該中間形成
    物中に析出させるのに十分な１〜32時間として、前記中
    間形成物を焼鈍する工程； （ｄ）所望の厚さの薄板またはストリップを製造するた
    め及び工程（ｅ）の間に、本質的に十分に再結晶した結
    晶組織を形成するのに十分な程度に、前記焼鈍された中
    間形成物を冷間圧延する工程； （ｅ）その中に本質的に十分再結晶した結晶組織を生成
    するように、前記冷間圧延した板またはストリップ材を
    急熱急冷する工程； からなる改良した損傷許容量を随意に持ち、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。
  2. 【請求項２】下記工程； （ａ）重量％での組成； リチウム 1.9ないし2.6％ マグネシウム 0.4ないし1.4％ 銅 1.0ないし2.2％ 0.9％以下のマンガン、0.25％以下のジルコニウムから
    選択された少なくとも１種、及び0.5％以下他の結晶粒
    径制御元素から選択された少なくとも一種 0.5％以下のニッケル及び0.5％以下の亜鉛から選択され
    た少なくとも一種、及び アルミニウム及び付帯的不純物 残部 の合金であって、前記他の結晶粒制御元素はハフニウ
    ム、ニオブ、スカンジウム、セリウム、クロム、チタ
    ン、及びバナジウムから選択され、該合金のビレットを
    熱間圧延するのに適した条件で、用意する工程； （ｂ）焼鈍に適する中間形成物を生成するように前記ビ
    レットを熱間圧延する工程； （ｃ）焼鈍温度を前記中間形成物が後で圧延されるのに
    十分なほど軟化するのに十分に高く、かつ本質的にδ′
    析出物を形成しない程度高く、しかしかなりの量のＣ相
    を形成する程高くはしないで、270゜から350℃の温度と
    し、そして焼鈍時間を工程（ｄ）に必要な加工硬化の程
    度を減少するのに、十分な程度に可溶成分を該中間形成
    物中に析出させるのに十分な１〜32時間として、前記中
    間形成物を焼鈍する工程； （ｄ）所望の厚さの薄板またはストリップを製造するた
    め及び工程（ｅ）の間に、本質的に十分に再結晶した結
    晶組織を形成するのに十分な程度に、前記焼鈍された中
    間形成物を冷間圧延する工程； （ｅ）その中に本質的に十分再結晶した結晶組織を生成
    するように、前記冷間圧延した板またはストリップ材を
    急熱急冷する工程； からなる改良した損傷許容量を随意に持ち、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。
  3. 【請求項３】前記ビレットを鋳造しそして下記工程； （１）溶融状態から冷却及び凝固に起因する、前記鋳造
    ビレット中の内部応力を除去するに十分な時間及び温度
    で、前記鋳造ビレットを加熱する工程； （２）前記ビレット中の低溶融点相の実質的全てを、溶
    解することなしに分解するのに十分なかつ均質化された
    ビレットを、製造するのに十分な温度、速度および時間
    で、前記応力除去ビレットを加熱する方法； によって熱間圧延のための条件に、前記ビレットを調整
    することを特徴とする請求項１または２に記載の方法。
  4. 【請求項４】前記工程（１）と（２）との間に、前記応
    力除去ビレットを冷却する工程を含むことを特徴とする
    請求項３に記載の方法。
  5. 【請求項５】前記合金が重量で2.25から2.45％までの量
    のリチウムを含有することを特徴とする請求項１〜４の
    いずれか１項に記載の方法。
  6. 【請求項６】前記合金が重量で1.10から1.30％までの量
    の銅を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれ
    か１項に記載の方法。
  7. 【請求項７】前記結晶粒制御元素がジルコニウムであ
    り、かつ重量％で0.05から0.10％までの量であることを
    特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法。
  8. 【請求項８】ジルコニウムが重量％で0.05から0.07％ま
    での量であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか
    １項に記載の方法。
  9. 【請求項９】前記合金が重量％で0.8から1.2％まで量の
    マグネシウムを含有することを特徴とする請求項１〜８
    のいずれか１項に記載の方法。
  10. 【請求項１０】前記合金が重量％で0.5％までの量のマ
    ンガンを含有することを特徴とする請求項１〜９のいず
    れか１項に記載の方法。
  11. 【請求項１１】前記焼鈍工程（ｃ）が270゜から350℃ま
    での温度で行なわれることを特徴とする請求項１〜10の
    いずれか１項に記載の方法。
  12. 【請求項１２】前記焼鈍工程（ｃ）が270゜から325℃ま
    での温度で行なわれることを特徴とする請求項11に記載
    の方法。
  13. 【請求項１３】前記工程（ｂ）における前記ビレットの
    熱間圧延中またはその直後に再加熱工程、及び必要に応
    じて前記均質化したビレットを熱間拡張する工程を含ん
    でいることを特徴とする請求項１〜12いずれか１項に記
    載の方法。
  14. 【請求項１４】前記工程（ｄ）における前記焼鈍中間形
    成物の冷間圧延中に、少なくとも一回の中間焼鈍工程を
    含むことを特徴とする請求項１〜13のいずれか１項に記
    載の方法。
  15. 【請求項１５】前記工程（ｅ）での前記冷間圧延板また
    はストリップ材の加熱が塩浴中で行なわれることを特徴
    とする請求項１〜14のいずれか１項に記載の方法。
  16. 【請求項１６】前記工程（ｅ）での加熱した前記冷間圧
    延板またはストリップ材の冷却が水急冷を用いて行なわ
    れることを特徴とする請求項１〜15のいずれか１項に記
    載の方法。
  17. 【請求項１７】前記工程（ｅ）の後、前記工程（ｃ）か
    又は前記工程（ｄ）及びその工程の後で、前記再結晶さ
    れた板またはストリップ材を再び再結晶することを特徴
    とする請求項１〜16のいずれか１項に記載の方法。
  18. 【請求項１８】前記工程（ｅ）の後、前記板またはスト
    リップ材が引伸され及び／または槌打ちされそして時効
    されることを特徴とする請求項１〜17のいずれか１項に
    記載の方法。
JP3500675A 1989-11-28 1990-11-28 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 Expired - Lifetime JP3022922B2 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
GB8926861.9 1989-11-28
GB898926861A GB8926861D0 (en) 1989-11-28 1989-11-28 Improvements in or relating to aluminium alloys

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPH05501588A JPH05501588A (ja) 1993-03-25
JP3022922B2 true JP3022922B2 (ja) 2000-03-21

Family

ID=10667038

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP3500675A Expired - Lifetime JP3022922B2 (ja) 1989-11-28 1990-11-28 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

Country Status (7)

Country Link
US (1) US5374321A (ja)
EP (1) EP0504218B1 (ja)
JP (1) JP3022922B2 (ja)
AU (1) AU7895991A (ja)
DE (1) DE69029146T2 (ja)
GB (1) GB8926861D0 (ja)
WO (1) WO1991008319A1 (ja)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2181166T3 (es) 1997-02-24 2003-02-16 Qinetiq Ltd Aleaciones de aluminio-litio.
DE602004017787D1 (de) * 2004-09-06 2008-12-24 Federalnoe G Unitarnoe Predpr Aluminiumlegierung und daraus hergestelltes produkt
RU2363755C2 (ru) * 2006-12-08 2009-08-10 Открытое акционерное общество "Каменск-Уральский металлургический завод" Способ получения листового проката из алюминиевых сплавов
SE534565C2 (sv) * 2009-06-23 2011-10-04 Linde Ag Glödgning av kallvalsade metallband
RU2461642C1 (ru) * 2011-05-12 2012-09-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Способ изготовления горячекатаных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов со скандием
JP5973761B2 (ja) * 2012-03-27 2016-08-23 オリンパス株式会社 ケーブル接続構造
CN104451272B (zh) * 2014-11-21 2016-11-23 上海交通大学 轻质高强铸造铝锂合金及其制备方法
CN108754358B (zh) * 2018-05-29 2020-03-17 江苏理工学院 一种耐低温铝合金复合材料及其制备方法
CN110541131B (zh) * 2019-08-29 2021-02-19 哈尔滨工业大学 一种基于粒子激发形核的Al-Cu-Li合金形变热处理工艺
CN113182353B (zh) * 2021-03-12 2022-09-20 北京北冶功能材料有限公司 一种航空发动机用镍基高温合金冷轧箔材的制备方法
PL440101A1 (pl) 2022-01-04 2023-07-10 Kghm Polska Miedź Spółka Akcyjna Sposób otrzymywania stopów Ti-Re o wysokiej plastyczności, stopy Ti-Re otrzymane tym sposobem i ich zastosowanie
CN114672686B (zh) * 2022-03-21 2022-10-28 华中科技大学 一种外加纳米颗粒增强铸造铝锂合金的制备方法
CN115418534B (zh) * 2022-09-19 2023-05-09 郑州轻研合金科技有限公司 一种8090铝锂合金细晶板材及其制备方法
CN115572924B (zh) * 2022-09-28 2023-11-21 中国航发北京航空材料研究院 一种降低7000系飞行器板材损伤容限各向异性的工艺方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2137656B (en) * 1983-03-31 1986-04-09 Alcan Int Ltd Aluminium alloy heat treatment
FR2561264B1 (fr) * 1984-03-15 1986-06-27 Cegedur Procede d'obtention de produits en alliages al-li-mg-cu a ductilite et isotropie elevees
FR2583776B1 (fr) * 1985-06-25 1987-07-31 Cegedur Produits a base d'al contenant du lithium utilisables a l'etat recristallise et un procede d'obtention
US4647318A (en) * 1985-10-03 1987-03-03 Foreman Robert W Solution heat treatment for aluminum alloys
FR2626009B2 (fr) * 1987-02-18 1992-05-29 Cegedur Produit en alliage d'al contenant du li resistant a la corrosion sous tension
FR2610949B1 (fr) * 1987-02-18 1992-04-10 Cegedur Procede de desensibilisation a la corrosion sous tension des alliages d'al contenant du li
FR2646172B1 (fr) * 1989-04-21 1993-09-24 Cegedur Alliage al-li-cu-mg a bonne deformabilite a froid et bonne resistance aux dommages

Also Published As

Publication number Publication date
DE69029146T2 (de) 1997-04-10
EP0504218A1 (en) 1992-09-23
US5374321A (en) 1994-12-20
EP0504218B1 (en) 1996-11-13
WO1991008319A1 (en) 1991-06-13
DE69029146D1 (de) 1996-12-19
GB8926861D0 (en) 1990-01-17
JPH05501588A (ja) 1993-03-25
AU7895991A (en) 1991-06-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US4927470A (en) Thin gauge aluminum plate product by isothermal treatment and ramp anneal
US4946517A (en) Unrecrystallized aluminum plate product by ramp annealing
US4988394A (en) Method of producing unrecrystallized thin gauge aluminum products by heat treating and further working
JP3194742B2 (ja) 改良リチウムアルミニウム合金系
US5882449A (en) Process for preparing aluminum/lithium/scandium rolled sheet products
EP0610006B1 (en) Superplastic aluminum alloy and process for producing same
US4816087A (en) Process for producing duplex mode recrystallized high strength aluminum-lithium alloy products with high fracture toughness and method of making the same
EP0247181B1 (en) Aluminum-lithium alloys and method of making the same
US5151136A (en) Low aspect ratio lithium-containing aluminum extrusions
US5061327A (en) Method of producing unrecrystallized aluminum products by heat treating and further working
US3847681A (en) Processes for the fabrication of 7000 series aluminum alloys
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
JPH0686638B2 (ja) 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法
EP0368005B1 (en) A method of producing an unrecrystallized aluminum based thin gauge flat rolled, heat treated product
EP0030070B1 (en) Method for producing aircraft stringer material
EP0281076B1 (en) Aluminum lithium flat rolled product
JP3101280B2 (ja) Ａｌ基合金およびＡｌ基合金製品の製造方法
JPH05195172A (ja) アルミニウム基合金平坦製品の製造方法
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
JPS5953347B2 (ja) 航空機ストリンガ−素材の製造法
EP0266741B1 (en) Aluminium-lithium alloys and method of producing these
JPS6136065B2 (ja)
JPS6339661B2 (ja)
JPH07116567B2 (ja) Ａ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法
JPH0672295B2 (ja) 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法