JPH05501588A - 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

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】 アルミニウム合金における又は関する改良本発明は、特に宇宙構造物に適し及び 冷間圧延緒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、破壊靭性の低下に悩みやすく、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 果のアルミニウムーリチウム合金は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。この機知の合金は、重量ノイ 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　Ｏないし０．５ ニッケル　Ｏないし０．　５ クロム　Ｏ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靭性を示す。

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・ ノド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−００８８５１１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 を待合せる、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、 −組の代表的な値はニー引張特性： 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靭性（Ｋｃ）：１．６ｍｍ＋厚の板に対し ては： 板幅 ７６０ａ＋ｍ　５００ｍ５　４００ｍｍＬ−Ｔ方向　＞１０５　ＭＰａ、／”− ｍ＞９０ＭＰａ、Ｉ’ｍ＞８５ＭＰａｒｍＴ−Ｌ方向　＞　９５　ＭＰａ、／” ’ｍ＞８０ＭＰａ７ｍ＞７５ＭＰａｙｍ疲労クラック成長： １．６ｍｍ＋厚の板ｄａ／ｄｎ　＜０．７Ｘ１０−’ｎ＋ｍ／ｃｙｃｌｅ （応力集中係数の範囲＝１０ＭＰａ７ｍ：１０ＭＰａ７．　１）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層で適切に 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）ｌ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、％Ｚｒ１０．０３＋％Ｍｎ １０．３＋％Ｃｒ１０．０７＞１であり、及び該合金の組織が２００μｍより小 さいが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Ａ１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： ＺｒＳ２．１０％ Ｍｎ≦０．８％ Ｃｒ≦０．２０％ と共に％Ｚ　ｒ　１０．０３＋％Ｍｎ１０．３＋％Ｃｒ　１０．０？＞　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° Ｃ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か現在分って いる。

同様に巳Ｐ−Ａ−０１５７７１１に開示されている主な合金元素としてＬｉ、Ｍ ｇ及びＣｕを本質的に含有しているＡＩ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　’Ｃ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２ ００から５５０°Ｃ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″Ｃ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°Ｃ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 る冷間圧下中のエツ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 を通過するーバ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 パスあるいは数バ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 ス回数を太き（することによって達成することができる。アルミニウムーリチウ 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 のパスが有害なエツ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 ミニウムーリチウム合金では、δ′は約２７０°Ｃ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（て脆い金属間相の急激な形成を招く ことが分っている。この相は多生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、バーミノガム大学。１９８８年、　Ｋ、Ｇａｔｅｎｂｙの 薄士請求論文）、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°Ｃ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°Ｃで焼 鈍した後の方がさらに高くなる。例ば、３５０°Ｃで中間焼鈍され及び圧下率６ ５％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、１３０ＶＰＮ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°Ｃ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°Ｃで焼鈍しかつ厚さの圧下率３７％まで冷間圧延した８ ０９０合金は塩浴中での１０ないし２０分、５３０°Ｃの標準焼鈍後完全に再結 晶した。４５０“Ｃで焼鈍し同じ左下率まで圧延した同じ材料は５３０°Ｃの焼 鈍後は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緒 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 ｔＲ１，ｏないし２．２ マンガン　Ｏ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ニツケル　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）マグネシウム、（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（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）焼鈍に通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、（ｓｐｒ ａｙ　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、−回目の３０〜４０％に比較して十分に少ない（１０な いし２０％）ので、−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Ａ１．Ｚｒを伴う、結果である。

本発明に用いたアルミニウムー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（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、マグネシウム、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 制御効果を持つ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 より高くなくかつ２．２０％まで低（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゜）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 。

マグネシウムの存在は、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、マグネシウムは結晶粒制御作用を有するので存在する時にはマグ ネシウムの重量％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、好ましくは、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°Ｃの間で、好しくは３００と４００°Ｃ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（ともいくつかが析 出するであろう。

λ　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止金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°Ｃ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、生した第２相の変質と分布をさせるため約４５０°Ｃ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　 ”Ｃとの間で、好ましくは約２７０’と３２５°Ｃの間で、及びさらに好ましく は約３００°Ｃ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°Ｃとの間での中間焼鈍は任意であり、Ｆｉ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°Ｃがら約５３０″Ｃ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°Ｃ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、　その後この焼入だ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、靭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Ｍ探測を、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５４ ０℃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°Ｃで焼鈍した。この素材片を３．０ｍ＋＊厚まで冷間圧延し 、再び３００°Ｃ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、塩溶中で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、引張及び破壊靭性諸性質を表２に示した。

この合金は勝れた機械的性質を持つが、先に述べた理由のから、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の組成り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Ｉ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りラック離 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　ＭｎＡ　２．３３１．１９０．６９０． ０７０．２９Ｂ　２．４４１．２７０．７３０．０６　−Ｃ２，２７１，１８０ ，８３０，０７−Ｄ　２．３２１．１４０．８５０．０７　−表２ 実施例　０．２％耐力　引張強さ　伸び　Ｋｃ　結晶粒径３ＭＰ　ａ　ＭＰ　ａ 　％　ＭＰａ／ｍ　ｕｍＬ−Ｔ’　Ｔ−Ｌ” Ａ　Ｌ３４０　４３８　１１　１６７　１１７　１５Ｔ３０８　４４３　１２ Ｂ　Ｌ３４６　４４３　１０　１４０　１０６　２１Ｔ３０９　４４０　１２ ＣＬ３２９　４２１　１０　１５０　１１１　２１Ｔ２９３　４２２　１２ 注：　１　７６０＋ｕｗ幅の板 ２　５００ｍ−幅の板 ３−ＡＳＴＭＥｌ　１２に従った測定 実施例４ 表１の組成りを持つインゴットを実施例１でのように処理し、ただし、１．４Ｉ Ｉ１１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３ ０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（Ｄ、 ）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°Ｃ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°Ｃで異なる時間で時効した。この薄 板の再結晶粒径、引張及び破壊靭性諸性質を表３に示す。

両方の材料は非常に高い水準の破壊靭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１．４ｍｏ＋ 厚さの材料から得られた靭性値は表２に示す１．６１１Ｉｍ厚さの材料の値より わずかに低い。）表３ 実施例　時効　ＰＳ　ＴＳ　ＥＬ　ＫＣ”（Ｌ−Ｔ）結晶粒径（ｈｒ／″Ｃ）　 （ＭＰａ）　（ＭＰａ）　％　（ＭＰａ／ｍ）　（μｍ）Ｄ、１６／１５０　Ｌ ３２５　４３４　１２．５　１３４　１８Ｄ、６４／１５０　Ｌ３２９　４１９ 　９．０　１２５　２３ｘ４０＊　４００１Ｉ＋ｍ幅の板 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°Ｃ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°Ｃ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標準材料の鋳塊片を応力除去し、均質化し及び６１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。

カーフ・ティヤー・試験（Ｋａｈｎ　Ｔｅａｒ　Ｔｅ５ｔ）　（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　ｅｎｔｉｔｉｅｄ　 ’Ｆｒａｃｔｕｒｅ　Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ　ｏｆ　Ａｌｕｍｉｎｉ ｕｍ　Ａ１１ｏｒｓ”　ｂｙＪ、Ｋａｕｆｖｓａｎ　ａｎｄ　Ｍ、Ｈｏ１ｔ）の ため準備した試料を使ってクラ・ン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。クランク 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陣下し減少した。焼鈍最適温度は２７５°と３５０°Ｃ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。

カーノ・ティヤー試験に用いた厚さは０．１００“　（２゜５４ｎｏ＋）であっ た。

実施例７ ２．４８Ｌｉ−１，２２Ｃｕ−０，８３Ｍｇ　Ｏ，０６９Ｚｒの組成（重量％） 及び６．４ｎｎ厚さの熱間圧延した試料を３００°Ｃと３５０°Ｃ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（１〜２ｈ）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３０ ０　’Ｃ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合今においては、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。

表　４ 焼鈍温度　時間　冷却方法　０．２％耐力　引張強さ　伸び（”Ｃ）　（ｈ）　 （ＭＰａ）（ＭＰａ）（％）３００１　炉冷　１９１　３０３　９．５３００１ 　空冷　１８３　２９７　９．７３００２　空冷　１８４　．２９５　１０．９ ３００４　空冷　１７６　２８８　９．５３００８　空冷　１．７７　２８８　 １０．０３００　１６　空冷　１７２　２７７　１２．２３００　１６　炉冷　 １７６　２７８　１１．５３００　３２　空冷　１６９　２７１　１１．６３５ ０１　炉冷　１８３　２９２　９．９３５０１　空冷　１７９　２９３　１０． ７３５０２　空冷　１７６　２８６　１０．４３５０４　空冷　１７４　２８１ 　１１．０３５０８　空冷　１７０　２７３　１１．４３５０　１６　空冷　１ ６８　２５９　１１．１３５０　１６　炉冷　１６２　２５７　１０．１３５０ 　３２　空冷　１６１　２５５　１１．５国際調査報告 一劇−Ｎ蓼＾ｓｅｃ・電場内軸・ＰＣＴ／ＧＢ９０１０１Ｂへ１国際調査報告 ＧＢ　９００１８５１

Claims (17)

【特許請求の範囲】
1. １． （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 マンガン　０ないし０．９ ジルコニウム　０ないし０．２５ 他の結晶粒径制御元素 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）マグネシウム、（ｉｉ）ジルコニウム及び 前記他の結晶粒制御元素の一種（ｉｉｉ）の少なくとも一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′折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）所望の厚さの簿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ないしス トリップ材の製造方法。
2. ２．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に記載の方法。
3. ３．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２に記載の方法。
4. ４．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 とを特徴とする上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
5. ５．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 徴とする上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
6. ６．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上述の請求項のいずれか１項に記載の方 法。
7. ７．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 とする上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
8. ８．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 とを特徴とする上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
9. ９．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 る上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
10. １０．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 を特徴とする上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
11. １１．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１０に記載の方法。
12. １２．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、及び前記均質化したビレットを熱間拡張する任意工程を含んでいること を特徴とする上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
13. １３．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上述の請求項のいずれか１項に記載 の方法。
14. １４．前記工程（ｅ）での前記冷間圧延板ないし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上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
15. １５．前記工程（ｅ）での加熱した前記冷間圧延板ないし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上述の請求項のいずれか１項に記載 の方法。
16. １６．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ないしストリップ材を再び再結晶することを特徴と する上述の請求項のいずれか１項に記載の方法。
17. １７．前記工程（ｅ）の後、前記板ないしストリップ材が引伸され及び／又は槌 打されそして時効されることを特徴とする上述の請求項のいずれか１項に記載の 方法。