JPH07116567B2 - Ａ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は超塑性変形が可能であるAl−Li系合金板を製造
する方法に関し、さらに詳しくは高温で変形速度が極め
て高いひずみ速度範囲で、超塑性変形が可能なAl−Cu−
Li−Zr系超塑性アルミニウム合金板を、圧延で製造する
方法に関するものである。

［従来の技術］ 航空機用アルミニウム合金板は、機体の軽量化のため
に、Al−Cu−Mg系の2024合金板やAl−Zn−Mg−Cu系の70
75合金板から密度の低いAl−Li系合金板に移行しつつあ
る。

また、成形加工技術の面も、従来のロールフォーミング
やプレス成形（板金加工）したものを組立て接合などを
行う方法から一体化加工が可能な超塑性成形が取り入れ
られている。

超塑性成形法は、複雑な形状の製品を一度で成形するこ
とができるため、部品の接合部が少なく、軽量化が可能
となり、また、組立て工数も少なく、製造コストの低減
をもたらす方法である。

このため超塑性変形が可能なAl−Li系合金材料が要求さ
れている。

従来、Al−Li系合金としては、Al−Li−Cu−Mg−Zr系の
8090合金とAl−Cu−Li−Zr系の2090合金が、国際的に登
録されている。このうちAl−Li−Cu−Mg−Zr系合金の超
塑性変形を得るために、均質化処理温度、熱間加工温
度、中間焼鈍温度および冷間加工度を規制する方法が提
案されている。（特開昭62−170462） しかし、Al−Cu−Li−Zr系合金の超塑性変形が得られる
材料がなく、このようなな材料の開発が強く要望されて
いた。

［発明が解決しようとする課題］ 本発明は、変形速度が極めて高い範囲で、超塑性変形が
得られるAl−Cu−Li−Zr系合金材料を比較的低温の熱間
圧延で製造する方法を提供するものである。

［課題を解決するための手段］ 本発明による超塑性アルミニウム合金板の製造方法は、
前記目的を達成するため、下記のとおりに構成される。

（１） Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.20
％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純
物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
し、鋳造後、450〜540℃の温度において１〜50時間の均
質化処理を行い、その後300〜450℃で１〜50時間の析出
処理後、300〜450℃の温度で圧延し、50％以上の冷間圧
延を行うことを特徴とするAl−Cu−Li−Zr系超塑性板の
製造方法。

（２） Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.20
％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純
物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
し、鋳造後、450〜540℃の温度において１〜50時間の均
質化処理を行った後、460℃以上の温度で溶体化処理
後、300〜450℃の温度範囲まで冷却し、圧延を開始し、
該圧延の途中で圧延を中断し、１〜50時間保持し析出処
理した後、さらに300〜450℃の温度で圧延を継続した
後、50％以上の冷間圧延を行うことを特徴とするAl−Cu
−Li−Zr系超塑性板の製造方法。

（３） Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.20
％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純
物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
し、鋳造後、450〜540℃で１〜50時間保持後300〜450℃
の温度まで冷却し、該温度範囲で１〜50時間の析出処理
後、300〜450℃の温度で圧延し、ついで50％以上の冷間
圧延を行うことを特徴とするAl−Cu−Li−Zr系超塑性板
の製造方法。

さらに上記方法の冷間圧延の前または途中に300〜450℃
で１〜50時間の中間焼鈍を行う方法あるいはさらに冷間
圧延後に450℃以上で１分〜１時間最終焼鈍する方法を
含む。

［作 用］ Al−Li系超塑性材料は、従来の7475合金系超塑性材料と
異なり、動的再結晶により微細再結晶粒を形成させ超塑
性変形する性質をもつために、高温まで安定な下部組織
を有する材料が得られるのである。

本発明はAl−Cu−Li−Zr系の熱間加工性を向上させて圧
延し、超塑性材料を得るための製造方法に関するもので
あり、以下成分を限定した理由について述べる。

Cu; 超塑性成形後の合金材の強度向上効果がある。この効果
は2.0％より少ないと得られず、3.0％より多いと、Cuの
効果の密度が高いために航空機などの軽量化に寄与する
ことができない。これらのためCuを2.0〜3.0％とした。

Li; 同じく合金材の強度向上と軽量化に効果がある。この効
果は1.0％より少ないと得られず、3.0％より多いと鋳造
時にその偏析が激しく、均質化熱処理によっても容易に
固溶しないため、熱間加工が困難である。

Zr; 合金材の再結晶を抑制する効果がある。0.05％より少な
いと最終焼鈍で再結晶が容易となり、下部組織を安定化
させることが困難となる。このため超塑性成形が得られ
にくい。また、0.20％を越えると通常の鋳造法では巨大
化合物を晶出しやすくなり、これにより素材に圧延欠陥
が生ずる。

Ti; 素材合金に鋳造組織の微細化を与える効果がある。この
効果は0.01％より少ないと得られず、0.10％より多いと
巨大化合物が晶出しやすくなる。

次に製造条件について述べる。

均質化処理； 均質化処理はCu、Liなどの溶質原子の粒界偏析を少なく
し、成分を均一化する効果がある。450℃未満ではその
効果が少なく、540℃を越えるとZrなどの再結晶抑制元
素が安定相として析出し、それらの元素のもつ効果が少
なくなる。また、１時間未満では成分均一化の効果が少
なく、50時間を越えるとその効果が飽和するため、経済
的な点で意味がない。420℃程度で一旦ステップ加熱す
ると良い。

圧延温度； 圧延温度が300〜450℃であるのはこの温度域がこのAl−
Cu−Li系合金の第２相（T₁＜Al₂LiCu＞、T₂＜Al₆Li₃Cu
＞相）の析出温度であり、この温度範囲で圧延すると安
定な下部組織が形成される。

冷間圧延； 冷間加工度が50％以上なのは、これより少ないと安定な
下部組織が板面あるいは板厚方向で均一に形成されにく
いためである。

析出処理； 300〜450℃の１〜50時間の析出処理を300〜450℃での温
度での圧延の前あるいは圧延の途中に行うと、この圧延
中に安定な下部組織が形成されやすい。この場合は冷間
圧延前の中間焼鈍を省くこともできる。

溶体化処理； 鋳塊均質化熱処理後の冷却中に粒界上に析出した化合物
を再固溶させ、熱間加工性を向上させるために行う。

中間焼鈍； 中間焼鈍を300〜450℃で１〜50時間実施するのは、さら
に積極的に第２相として析出させ、凝集化させ、次の冷
間圧延工程で加工ひずみを導入しやすくするためであ
る。１時間未満では第２相の析出が不十分で、一方、50
時間を越えると溶質原子が析出しすぎて、加工ひずみが
消滅しやすくなる。

最終焼鈍； 冷間圧延板をそのまま超塑性変形させることが可能であ
るが、その昇温速度によっては昇温中に再結晶が進行し
て、超塑性特性が低下する場合がある。この場合、予め
超塑性変形温度である450℃以上に５℃／秒以上の昇温
速度で加熱処理することが有効である。また、これ以上
の温度に加熱することにより、下部組成を形成させるた
めに用いた第２相を再固溶させることができ、超塑性変
形中のキャビティの原因になる第２相が少なくなり、超
塑性特性を向上させることができる。ただし、この加熱
処理が１分未満ではこれらの効果が少なく、１時間を越
えると静的再結晶を生じ超塑性特性が低下しやすい。

［実施例］ Al−2.4％Cu−2.2％Li−0.12％Zr−0.04％Ti合金をアル
ゴン雰囲気中で溶解鋳造後、鋳塊均質化熱処理条件を変
えて熱間圧延を開始し、6mm厚の板とした。熱間圧延開
始温度は300℃〜500℃まで変化させた。又、均質化処理
に次いで溶体化処理と、圧延前又は途中で析出処理を行
った。熱間圧延後、中間焼鈍工程を入れ、冷間加工を行
った。又、最終焼鈍を行った場合もある。こうして製造
した板の製造条件と超塑性特性（伸び）の関係を表１に
示す。

引張試験は圧延方向に沿って採取した試験片を500℃で
行った。引張の初期のひずみ速度は5.6×10^-3s^-1であ
る。伸びは標点間距離を10mmとして破断時の全伸びを求
めた。評価は300％以上を合格とした。

発明例のNo.1〜６は、均質化処理後に400℃の10時間の
析出処理により、Al−Li−Cu系の化合物が均一に析出
し、高温における引張試験で450〜660％の伸びが得ら
れ、良好である。また、No.7〜９は、均質化処理後の冷
却中に不均一に析出した化合物を溶体化処理して一旦固
溶させた後、40％の熱間圧延を行い加工ひずみを導入
し、このあと析出処理することにより、前記ひずみ上に
Al−Li−Cu系の化合物を均一に析出させ、高温における
引張試験で570〜700％の伸びが得られ、さらに良好とな
る。さらに、No.10〜13は、均質化処理後そのまま400℃
まで冷却し、この温度で10時間保持する析出処理を行
い、Al−Li−Cu系の化合物を十分に析出させたもので、
高温における引張試験で460〜670％の伸びが得られた。

これに対し比較例のNo.14は、析出処理を行わないもの
であり、最終冷間圧延の加工度を高くできず40％の冷間
圧延を行ったものであるが、高温における引張試験で20
0％の伸びが得られ、No.15はさらに最終焼鈍を付加した
ものであるが、伸びは190％に低下した。

No.16は、析出処理することなく、最終熱間圧延の温度
を高めたものであり、最終冷間圧延の加工度を80％与え
ることができるが、高温における引張試験で120％の伸
びが得られたにすぎない。

No.17は、均質化処理温度が550℃と高く、また析出処理
を行っていないので、高温における引張試験で100％の
伸びが得られたにすぎない。

No.18,19は、中間焼鈍を行ったものであるが、高温にお
ける引張試験で250,230％の伸びが得られたにすぎな
い。

No.20〜22は、熱間圧延後、520℃×３時間の加熱と、40
0℃×10時間の加熱処理を行ったものであるが、高温に
おける引張試験で240,230,210％の伸びが得られたにす
ぎない。

［発明の効果］ 本発明の製造方法によれば、以下のような効果が得られ
る。

（１）本発明の方法により製造されたAl−Cu−Li−Zr合
金板は、非再結晶組織を有しているので、この組織状態
から変形速度を従来の超塑性アルミニウム合金板（例え
ば7475など）よりも１桁大きくして、超塑性変形をさせ
ることができる。

（２）本発明によれば高温の均質化熱処理と強度の冷間
加工を組合せ、あるいは更に、急速加熱による最終焼鈍
を行うことで、鋳造時の組織をこわすとともに、鋳造時
の粒界不純物を粒界から除去することができる。これに
よって、合金材の超塑性特性を向上させることができ、
航空機や車輌および自動車などの複雑な形状の部品を容
易に製造することができる。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.
   20％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不
   純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
   し、鋳造後、450〜540℃の温度において１〜50時間の均
   質化処理を行い、その後300〜450℃で１〜50時間の析出
   処理後、300〜450℃の温度で圧延し、50％以上の冷間圧
   延を行うことを特徴とするAl−Cu−Li−Zr系超塑性板の
   製造方法。
2. 【請求項２】Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.
   20％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不
   純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
   し、鋳造後、450〜540℃の温度において１〜50時間の均
   質化処理を行った後、460℃以上の温度で溶体化処理
   後、300〜450℃の温度範囲まで冷却し、圧延を開始し、
   該圧延の途中で圧延を中断し、１〜50時間保持し析出処
   理した後、さらに300〜450℃の温度で圧延を継続した
   後、50％以上の冷間圧延を行うことを特徴とするAl−Cu
   −Li−Zr系超塑性板の製造方法。
3. 【請求項３】Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.
   20％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不
   純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
   し、鋳造後、450〜540℃で１〜50時間保持後300〜450℃
   の温度まで冷却し、該温度範囲で１〜50時間の析出処理
   後、300〜450℃の温度で圧延し、ついで50％以上の冷間
   圧延を行うことを特徴とするAl−Cu−Li−Zr系超塑性板
   の製造方法。
4. 【請求項４】冷間圧延の前あるいは途中に300〜450℃で
   １〜50時間の中間焼鈍を行う請求項（１）〜（３）のい
   ずれかに記載のAl−Cu−Li−Zr系超塑性板の製造方法。
5. 【請求項５】冷間圧延後450℃以上で１分〜１時間最終
   焼鈍する請求項（１）〜（４）のいずれかに記載のAl−
   Cu−Li−Zr系超塑性板の製造方法。