JPH0366387B2 - - Google Patents
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- JPH0366387B2 JPH0366387B2 JP17885087A JP17885087A JPH0366387B2 JP H0366387 B2 JPH0366387 B2 JP H0366387B2 JP 17885087 A JP17885087 A JP 17885087A JP 17885087 A JP17885087 A JP 17885087A JP H0366387 B2 JPH0366387 B2 JP H0366387B2
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Landscapes
- Extrusion Of Metal (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は航空機等の材料に適した高強度のアル
ミニウム合金の製造法に関する。 〔従来の技術〕 航空機にも使用される高強度アルミニウム合金
としては、現在2024合金（Al−4.4％Cu−1.5％
Mg−0.6％Mn）や7075合金（Al−5.6％Zn−
2.5Mg−1.6％Cu−0.23％Cr）が知られている。
これらはいずれも圧延、押出などの塑性加工の
後、高温で溶体化処理後、続いて水焼入れを行
い、さらに時効することで、微細、均一な組織が
得られ、十分な強度が得られる合金である。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかしながら、上記合金の工業生産の上で、溶
体化処理について以下のような問題が生じてい
る。 両合金とも焼入れ性が悪い（焼入れ時の材料
の冷却速度が小さいと安定相が粗大析出し、時
効後の強度が低下する）ので、焼入れ処理をす
ばやく行わねばならない。 高温から急激に焼入れするため、材料が変形
しやすく、矯正しないと製品として使用できな
いことがしばしばある。 以上の点は工業的な生産の上で大きな障害とな
つており、材料面、加工熱処理プロセス面での改
善が強く望まれている。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は上記問題点を解決するため、溶体化処
理を施さなくても、押出加工及びそれに続く時効
処理により十分な強度の得られるアルミニウム合
金を得るもので、その要旨は、Cu：0.5〜5.0％、
Li：0.5〜4.0％あるいはさらにMg：0.5〜6.0を必
須元素として含み、あるいはこれにCr：0.05〜
0.30％、Mn：0.05〜1.0％、Zr：0.05〜0.30％、
Ｖ：0.05〜0.30％のうち１種または２種以上を含
み、残りアルミニウムと不純物よりなる合金ビレ
ツトを520〜550℃で２〜48時間均質化処理した
後、450〜520℃に予備加熱の上押出し加工して空
冷後、さらに人工時効することを特徴とする高強
度アルミニウム合金の製造法である。 本発明に用いる合金組成および製造条件等の限
定理遊は下記のとおりである。 Cu：合金材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、5.0％を越すと共晶系
の化合物を晶出して熱間加工しにくくなる。 Li：同じく合金材の強度向上に効果がある。Liの
添加により準安定相δ′が析出し、強度向上に大
きく貢献する。この強度に寄与するδ′相は熱間
押出時および熱間押出後の冷却では容易に安定
相にはならず、また押出材に人工時効を加える
ことで過飽和のLi原子がさらに多くの微細な
δ′相として析出するため高強度が得られる。こ
の効果はLi量が0.5％より少ないと得られず、
また、4.0％より多いと、鋳造時にその偏析が
激しいため、熱間加工が困難である。また、伸
びや靭性が著しく低下し、実用材として適当で
ない。 Mg：Cuと同じく合金材の強度に効果がある。こ
の効果は0.5％未満では少なく、6.0％より多い
と、熱間脆性を示し、加工が容易でない。 Zr，Cr，Mn，Ｖ： 均質化処理時に微細な金属間化合物として析
出し、合金材の再結晶を抑制し、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
独もしくは複数で添加されることがある。ただ
し、これらの添加元素をその上限値より多く添
加すると、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。下限未満の場合には結晶粒微細化の効
果が小さい。 さらに本系合金の鋳造組織の微細化を行うた
め、Ti、Ｂ等を添加することがある。この効
果はTiでは0.005％より少ない場合には少なく、
一方、0.10より多く添加すると巨大金属間化合
物を晶出する。 また、必要により溶湯の酸化防止と鋳肌改善
のためBeを添加することもある。この効果は、
1ppmより少ないと得られず、1000ppmより多
いとその毒性のため造塊時の添加が問題とな
る。 均質化処理条件： デンドライト間に晶出した化合物を溶入化さ
せるために520℃以上に加熱する必要がある。
その効果は、２時間未満の処理では不十分で、
48時間以上ではより一層の効果が期待できず工
業的でない。550℃を越えると共晶溶解を生じ
適当でない。 予備加熱温度： 450℃未満では押出加工時に安定相の析出が
多く、押出後に時効しても十分な強度が得られ
ない。また、520℃を越えると押出加工時に共
晶溶解を生じ、健全な製品が得られない。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表に示す合金をAr雰囲気下において溶解
し、φ70mmのビレツトに鋳造した。鋳塊の均質化
処理をAr1気圧中で、所定の時間行つた後、ビレ
ツト鋳肌部の偏析層を数mm外削した。その後、第
１表に示す温度に再加熱し、コンテナ径70mmの押
出機により、３ｍ／minの押出速度でφ12mmの丸
棒に間接押出し、空冷した。 作成した押出棒を175℃にてピーク時効時間の
人工時効を施し、押出方向の引張特性を調査し
た。なお、第１表ならびに第３，５，７表中、
Si，Feは不純物であり、Ti，Ｂ，Beは添加任意
の成分である。 第２表に実施例１の条件で押出加工した丸棒を
人工時効後、室温にて引張試験を行つた結果を示
す。No.１〜No.４の試料ではいずれも請求範囲内で
の製造であり、45Kg／mm2以上の高強度が得られて
いる。No.５では押出前の予備加熱を530℃とした
ため、共晶溶融を生じ、健全な丸棒が得られなか
つた。No.６ではCu量が少ないため、強度が低い。
またNo.７では均質化処理温度が低いため、凝固時
に晶出した化合物が十分に溶入化せず、その結果
押出後の時効時に析出するδ′相が減少し強度が低
下した。No.８ではLi量が請求範囲より多く、又均
質化処理温度が高く共晶溶解を生じたこと、また
No.９ではCu量が請求範囲より多いことのため、
いずれも押出時に押出方向に直角な方向に大きな
割れを生じ、健全な製品が得られなかつた。 比較として、No.10にNo.１の条件で押出加工した
棒を530℃にて30分溶体化処理、水冷の後、時効
し引張試験した値を示す。No.１の試験結果より
σB，σ0.2はやや大きな値となつている。
ミニウム合金の製造法に関する。 〔従来の技術〕 航空機にも使用される高強度アルミニウム合金
としては、現在2024合金（Al−4.4％Cu−1.5％
Mg−0.6％Mn）や7075合金（Al−5.6％Zn−
2.5Mg−1.6％Cu−0.23％Cr）が知られている。
これらはいずれも圧延、押出などの塑性加工の
後、高温で溶体化処理後、続いて水焼入れを行
い、さらに時効することで、微細、均一な組織が
得られ、十分な強度が得られる合金である。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかしながら、上記合金の工業生産の上で、溶
体化処理について以下のような問題が生じてい
る。 両合金とも焼入れ性が悪い（焼入れ時の材料
の冷却速度が小さいと安定相が粗大析出し、時
効後の強度が低下する）ので、焼入れ処理をす
ばやく行わねばならない。 高温から急激に焼入れするため、材料が変形
しやすく、矯正しないと製品として使用できな
いことがしばしばある。 以上の点は工業的な生産の上で大きな障害とな
つており、材料面、加工熱処理プロセス面での改
善が強く望まれている。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は上記問題点を解決するため、溶体化処
理を施さなくても、押出加工及びそれに続く時効
処理により十分な強度の得られるアルミニウム合
金を得るもので、その要旨は、Cu：0.5〜5.0％、
Li：0.5〜4.0％あるいはさらにMg：0.5〜6.0を必
須元素として含み、あるいはこれにCr：0.05〜
0.30％、Mn：0.05〜1.0％、Zr：0.05〜0.30％、
Ｖ：0.05〜0.30％のうち１種または２種以上を含
み、残りアルミニウムと不純物よりなる合金ビレ
ツトを520〜550℃で２〜48時間均質化処理した
後、450〜520℃に予備加熱の上押出し加工して空
冷後、さらに人工時効することを特徴とする高強
度アルミニウム合金の製造法である。 本発明に用いる合金組成および製造条件等の限
定理遊は下記のとおりである。 Cu：合金材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、5.0％を越すと共晶系
の化合物を晶出して熱間加工しにくくなる。 Li：同じく合金材の強度向上に効果がある。Liの
添加により準安定相δ′が析出し、強度向上に大
きく貢献する。この強度に寄与するδ′相は熱間
押出時および熱間押出後の冷却では容易に安定
相にはならず、また押出材に人工時効を加える
ことで過飽和のLi原子がさらに多くの微細な
δ′相として析出するため高強度が得られる。こ
の効果はLi量が0.5％より少ないと得られず、
また、4.0％より多いと、鋳造時にその偏析が
激しいため、熱間加工が困難である。また、伸
びや靭性が著しく低下し、実用材として適当で
ない。 Mg：Cuと同じく合金材の強度に効果がある。こ
の効果は0.5％未満では少なく、6.0％より多い
と、熱間脆性を示し、加工が容易でない。 Zr，Cr，Mn，Ｖ： 均質化処理時に微細な金属間化合物として析
出し、合金材の再結晶を抑制し、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
独もしくは複数で添加されることがある。ただ
し、これらの添加元素をその上限値より多く添
加すると、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。下限未満の場合には結晶粒微細化の効
果が小さい。 さらに本系合金の鋳造組織の微細化を行うた
め、Ti、Ｂ等を添加することがある。この効
果はTiでは0.005％より少ない場合には少なく、
一方、0.10より多く添加すると巨大金属間化合
物を晶出する。 また、必要により溶湯の酸化防止と鋳肌改善
のためBeを添加することもある。この効果は、
1ppmより少ないと得られず、1000ppmより多
いとその毒性のため造塊時の添加が問題とな
る。 均質化処理条件： デンドライト間に晶出した化合物を溶入化さ
せるために520℃以上に加熱する必要がある。
その効果は、２時間未満の処理では不十分で、
48時間以上ではより一層の効果が期待できず工
業的でない。550℃を越えると共晶溶解を生じ
適当でない。 予備加熱温度： 450℃未満では押出加工時に安定相の析出が
多く、押出後に時効しても十分な強度が得られ
ない。また、520℃を越えると押出加工時に共
晶溶解を生じ、健全な製品が得られない。 〔実施例〕 実施例 １ 第１表に示す合金をAr雰囲気下において溶解
し、φ70mmのビレツトに鋳造した。鋳塊の均質化
処理をAr1気圧中で、所定の時間行つた後、ビレ
ツト鋳肌部の偏析層を数mm外削した。その後、第
１表に示す温度に再加熱し、コンテナ径70mmの押
出機により、３ｍ／minの押出速度でφ12mmの丸
棒に間接押出し、空冷した。 作成した押出棒を175℃にてピーク時効時間の
人工時効を施し、押出方向の引張特性を調査し
た。なお、第１表ならびに第３，５，７表中、
Si，Feは不純物であり、Ti，Ｂ，Beは添加任意
の成分である。 第２表に実施例１の条件で押出加工した丸棒を
人工時効後、室温にて引張試験を行つた結果を示
す。No.１〜No.４の試料ではいずれも請求範囲内で
の製造であり、45Kg／mm2以上の高強度が得られて
いる。No.５では押出前の予備加熱を530℃とした
ため、共晶溶融を生じ、健全な丸棒が得られなか
つた。No.６ではCu量が少ないため、強度が低い。
またNo.７では均質化処理温度が低いため、凝固時
に晶出した化合物が十分に溶入化せず、その結果
押出後の時効時に析出するδ′相が減少し強度が低
下した。No.８ではLi量が請求範囲より多く、又均
質化処理温度が高く共晶溶解を生じたこと、また
No.９ではCu量が請求範囲より多いことのため、
いずれも押出時に押出方向に直角な方向に大きな
割れを生じ、健全な製品が得られなかつた。 比較として、No.10にNo.１の条件で押出加工した
棒を530℃にて30分溶体化処理、水冷の後、時効
し引張試験した値を示す。No.１の試験結果より
σB，σ0.2はやや大きな値となつている。
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
第３表で示す合金について実施例１と同様の工
程で押出棒を作成した。 第４表に実施例２の条件で押出加工した丸棒を
人工時効の後、室温にて引張試験した結果を示
す。 No.１〜No.４の試料ではいずれも請求範囲内であ
るため50Kg／mm2前後の高強度が得られている。No.
５ではLi量が少ないため強度を負担するδ′相の析
出がなく、また押出加工時にCu系の安定相を多
く析出するため強度の低下が著しい。No.６〜No.８
ではいずれも押出加工時に押出方向に対し直角な
方向に激しい割れが生じた。この原因はそれぞれ
No.６ではZr量が請求範囲内より多いこと、No.７
では予備加熱温度が高すぎること、No.８ではLi量
が多すぎる上に均質化処理温度が高すぎることの
ためである。
程で押出棒を作成した。 第４表に実施例２の条件で押出加工した丸棒を
人工時効の後、室温にて引張試験した結果を示
す。 No.１〜No.４の試料ではいずれも請求範囲内であ
るため50Kg／mm2前後の高強度が得られている。No.
５ではLi量が少ないため強度を負担するδ′相の析
出がなく、また押出加工時にCu系の安定相を多
く析出するため強度の低下が著しい。No.６〜No.８
ではいずれも押出加工時に押出方向に対し直角な
方向に激しい割れが生じた。この原因はそれぞれ
No.６ではZr量が請求範囲内より多いこと、No.７
では予備加熱温度が高すぎること、No.８ではLi量
が多すぎる上に均質化処理温度が高すぎることの
ためである。
【表】
【表】
実施例 ３
第５表に示す合金をAr雰囲気化において溶解
し、φ70mmのピレツトに鋳造した、鋳塊の均質化
処理をAr1気圧中で所定の時間行つた後、ピレツ
ト鋳肌部の偏析層を数mm外削した。その後、第５
表に示す温度に再加熱（予備加熱）し、コンテナ
径70mmの押出機より３ｍ／minの押出速度でφ12
mmの丸棒に間接押出し、空冷した。 作成した押出機を、175℃にてピーク時効時間
の人工時効を施し、押出方向の引張特性を調査し
た。 第６表に実施例３の条件で押出加工した丸棒を
人工時効後、室温にて引張試験した結果を示す。
No.１〜No.４ではいずれも請求範囲内での製造であ
り、破断強度で45〜52Kg／mm2の高強度が得られて
いる。No.５ではCu量、Mg量が少ないため十分な
強度が得られない。No.６ではLi量が少ない上に押
出加工の温度が低いため強度が低い。No.７では均
質化処理温度が高いこと及び押出時の予備加熱温
度が高いために共晶溶解を生じ、押出方向に対し
て直角な方向に激しい割れを生じた。No.８はLi量
が請求範囲外であるため酸化が著しく健全な押出
棒が得られなかつた。
し、φ70mmのピレツトに鋳造した、鋳塊の均質化
処理をAr1気圧中で所定の時間行つた後、ピレツ
ト鋳肌部の偏析層を数mm外削した。その後、第５
表に示す温度に再加熱（予備加熱）し、コンテナ
径70mmの押出機より３ｍ／minの押出速度でφ12
mmの丸棒に間接押出し、空冷した。 作成した押出機を、175℃にてピーク時効時間
の人工時効を施し、押出方向の引張特性を調査し
た。 第６表に実施例３の条件で押出加工した丸棒を
人工時効後、室温にて引張試験した結果を示す。
No.１〜No.４ではいずれも請求範囲内での製造であ
り、破断強度で45〜52Kg／mm2の高強度が得られて
いる。No.５ではCu量、Mg量が少ないため十分な
強度が得られない。No.６ではLi量が少ない上に押
出加工の温度が低いため強度が低い。No.７では均
質化処理温度が高いこと及び押出時の予備加熱温
度が高いために共晶溶解を生じ、押出方向に対し
て直角な方向に激しい割れを生じた。No.８はLi量
が請求範囲外であるため酸化が著しく健全な押出
棒が得られなかつた。
【表】
【表】
実施例 ４
第７表に示す合金について実施例３と同様の工
程で押出棒を作成した。 第８表に実施例４の条件で押出加工した丸棒を
人工時効の後、室温にて引張試験した結果を示
す。 No.１〜No.４の試料ではいずれも請求範囲内での
製造条件であるため、50〜55Kg／mm2の高強度が得
られた。No.５ではZr、Crが多いために粗大な金
属間化合物を生成し、健全な押出棒が得られなか
つた。No.６ではLi量が請求範囲より少ないこと、
また400℃での押出加工のため、予備加熱時及び
押出加工時に多くの安定相を析出し、強度が低下
している。No.７では均質化処理温度が高すぎた上
に押出前の予備加熱温度も高すぎたため激しい共
晶融解をひきおこし、押出方向に直角な方向に著
しい割れを発生した。No.８ではLi量が多いため
に、酸化しやすくなるとともに、材料が脆く押出
がうまくできなかつた。
程で押出棒を作成した。 第８表に実施例４の条件で押出加工した丸棒を
人工時効の後、室温にて引張試験した結果を示
す。 No.１〜No.４の試料ではいずれも請求範囲内での
製造条件であるため、50〜55Kg／mm2の高強度が得
られた。No.５ではZr、Crが多いために粗大な金
属間化合物を生成し、健全な押出棒が得られなか
つた。No.６ではLi量が請求範囲より少ないこと、
また400℃での押出加工のため、予備加熱時及び
押出加工時に多くの安定相を析出し、強度が低下
している。No.７では均質化処理温度が高すぎた上
に押出前の予備加熱温度も高すぎたため激しい共
晶融解をひきおこし、押出方向に直角な方向に著
しい割れを発生した。No.８ではLi量が多いため
に、酸化しやすくなるとともに、材料が脆く押出
がうまくできなかつた。
【表】
【表】
【表】
〔発明の効果〕
発明によれば、熱間押出加工、空冷後、溶体化
処理を行わずに時効処理を施すだけで十分な強度
のアルミニウム合金が得られることから、下記の
効果が得なね、又、コスト的にも大きなメリツト
が得られる。 １） 工程数が減少する。 ２） 溶体化処理時の脱Li、水素ガス吸収を防止
できる。 ３） 焼入れひずみの心配がないので、複雑な形
材も変形なく製造できる。
処理を行わずに時効処理を施すだけで十分な強度
のアルミニウム合金が得られることから、下記の
効果が得なね、又、コスト的にも大きなメリツト
が得られる。 １） 工程数が減少する。 ２） 溶体化処理時の脱Li、水素ガス吸収を防止
できる。 ３） 焼入れひずみの心配がないので、複雑な形
材も変形なく製造できる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Cu：0.5〜5.0％、Li：0.5〜4.0％を必須元素
として含み、残りアルミニウムと不純物よりなる
合金ビレツトを520〜545℃で２〜48時間均質化処
理した後、450〜520℃に予備加熱の上押出加工し
て空冷後、さらに人工時効することを特徴とする
高強度アルミニウム合金の製造法。 ２ Cu：0.5〜5.0％、Li：0.5〜4.0％を必須元素
として含み、さらにCr：0.5〜0.30％、Mn0.05〜
1.0％、Zr：0.05〜0.30％、Ｖ：0.05〜0.30％のう
ち１種または２種以上を含み、残りアルミニウム
と不純物よりなる合金ビレツトを520〜545℃で２
〜48時間均質化処理した後、450〜520℃に予備加
熱の上押出加工して空冷後、さらに人工時効する
ことを特徴とする高強度アルミニウム合金の製造
法。 ３ Cu：0.5〜5.0％、Li：0.5〜4.0％、Mg：0.5
〜6.0％を必須元素として含み、残りアルミニウ
ムと不純物よりなる合金ビレツトを520〜545℃で
２〜48時間均質化処理した後、450〜520℃に予備
加熱の上押出加工して空冷後、さらに人工時効す
ることを特徴とする高強度アルミニウム合金の製
造法。 ４ Cu：0.5〜5.0％、Li：0.5〜4.0％、Mg：0.5
〜6.0％を必須元素として含み、さらにCr：0.05
〜0.03％、Mn：0.05〜1.0％、Zr：0.05〜0.30％、
Ｖ：0.05〜0.30％のうち１種または２種以上を含
み、残りアルミニウムと不純物よりなる合金ビレ
ツトを520〜545℃で２〜48時間均質化処理した
後、450〜520℃に予備加熱の上押出加工して空冷
後、さらに人工時効することを特徴とする高強度
アルミニウム合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17885087A JPS6425954A (en) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | Manufacture of high strength aluminum alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17885087A JPS6425954A (en) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | Manufacture of high strength aluminum alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6425954A JPS6425954A (en) | 1989-01-27 |
| JPH0366387B2 true JPH0366387B2 (ja) | 1991-10-17 |
Family
ID=16055765
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17885087A Granted JPS6425954A (en) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | Manufacture of high strength aluminum alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6425954A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB9308171D0 (en) * | 1993-04-21 | 1993-06-02 | Alcan Int Ltd | Improvements in or related to the production of extruded aluminium-lithium alloys |
| US7438772B2 (en) | 1998-06-24 | 2008-10-21 | Alcoa Inc. | Aluminum-copper-magnesium alloys having ancillary additions of lithium |
| CN104674090A (zh) | 2007-12-04 | 2015-06-03 | 美铝公司 | 改进的铝-铜-锂合金 |
| CN105908032A (zh) * | 2016-06-20 | 2016-08-31 | 苏州科斯曼照明工程有限公司 | 一种用于制作路灯灯杆的铝合金及其制备方法 |
| CN110714151B (zh) * | 2019-11-28 | 2020-11-06 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 2014铝合金轮毂模锻件的无锆毛坯均热及冷却方法 |
-
1987
- 1987-07-20 JP JP17885087A patent/JPS6425954A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6425954A (en) | 1989-01-27 |
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