JPH09165640A - 耐クリープ性が高いａｌ−ｃｕ−ｍｇ合金 - Google Patents
耐クリープ性が高いａｌ−ｃｕ−ｍｇ合金Info
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- JPH09165640A JPH09165640A JP8214972A JP21497296A JPH09165640A JP H09165640 A JPH09165640 A JP H09165640A JP 8214972 A JP8214972 A JP 8214972A JP 21497296 A JP21497296 A JP 21497296A JP H09165640 A JPH09165640 A JP H09165640A
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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
- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
- C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
-
- 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
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 押し出し、圧延または鍛造で成形した製品上
で、1000時間後の150℃、応力250ＭＰａでのクリープ変
形が0.3％未満、破断時間が2500時間以上を実現する合
金を提供する。 【解決手段】 成形し、液入れ、焼き入れおよび焼き戻
しで処理した状態で、1000時間後の150℃、応力250ＭＰ
ａでのクリープ変形が0.3％未満、破断時間が2500時間
以上を示し、組成(重量％)が、Ｃｕ：2.0-3.0、Ｍｇ：
1.5-2.1、Ｍｎ：0.3-0.7、Ｆｅ<0.3、Ｎｉ<0.3、Ａｇ<
1.0、Ｚｒ<0.15、Ｔｉ<0.15、Ｓｉは：0.3＜Ｓｉ＋0.4
Ａｇ＜0.6、他の元素はそれぞれ＜0.05、また合計＜0.1
5である。
で、1000時間後の150℃、応力250ＭＰａでのクリープ変
形が0.3％未満、破断時間が2500時間以上を実現する合
金を提供する。 【解決手段】 成形し、液入れ、焼き入れおよび焼き戻
しで処理した状態で、1000時間後の150℃、応力250ＭＰ
ａでのクリープ変形が0.3％未満、破断時間が2500時間
以上を示し、組成(重量％)が、Ｃｕ：2.0-3.0、Ｍｇ：
1.5-2.1、Ｍｎ：0.3-0.7、Ｆｅ<0.3、Ｎｉ<0.3、Ａｇ<
1.0、Ｚｒ<0.15、Ｔｉ<0.15、Ｓｉは：0.3＜Ｓｉ＋0.4
Ａｇ＜0.6、他の元素はそれぞれ＜0.05、また合計＜0.1
5である。
Description
【０００１】
【０００２】本発明は米国アルミニウム協会の名称によ
る２０００系列の、ＡｌＣｕＭｇ形のアルミニウム合金
であって、押し出し、圧延または鍛造加工の後に、非常
に低いクリープ変形と１００と１５０℃の間の温度に対
する長い破断時間を示し、しかも同種の用途に通常使用
される種類の合金に少なくとも劣らない使用特性を保つ
合金に関するものである。
る２０００系列の、ＡｌＣｕＭｇ形のアルミニウム合金
であって、押し出し、圧延または鍛造加工の後に、非常
に低いクリープ変形と１００と１５０℃の間の温度に対
する長い破断時間を示し、しかも同種の用途に通常使用
される種類の合金に少なくとも劣らない使用特性を保つ
合金に関するものである。
【０００３】
【０００４】周知のごとく、数十年来、ＡｌＣｕＭｇＦ
ｅＮｉ形の合金はＣｕとＭｇの含有率が同じＡｌＣｕＭ
ｇ合金よりも高い耐クリープ性を示す。当初は成型品、
型鍛造品または鍛造品の形で使用されたかかる合金は高
強度板材の製造に適合させられ、特に超音速飛行機「コ
ンコルド」の機体に使用された。これらは下記の組成範
囲（重量％）のアルミニウム協会の名称２６１８に対応
する。
ｅＮｉ形の合金はＣｕとＭｇの含有率が同じＡｌＣｕＭ
ｇ合金よりも高い耐クリープ性を示す。当初は成型品、
型鍛造品または鍛造品の形で使用されたかかる合金は高
強度板材の製造に適合させられ、特に超音速飛行機「コ
ンコルド」の機体に使用された。これらは下記の組成範
囲（重量％）のアルミニウム協会の名称２６１８に対応
する。
【０００５】 Ｃｕ：１．９−２．７ Ｍｇ：１．３−１．８ Ｆｅ：０．９−１．３ Ｎｉ：０．９−１．２ Ｓｉ：０．１０−０．２５ Ｔｉ：０．０４−０．１０
【０００６】最高０．２５％のＭｎと０．２５％のＺｒ
＋Ｔｉを含むことのできる変型も２６１８Ａの名称で登
録されている。
＋Ｔｉを含むことのできる変型も２６１８Ａの名称で登
録されている。
【０００７】使用が始まってから２０年以上になる合金
２６１８は超音速機の飛行条件に適した耐クリープ性を
効果的に示すが、その耐ひび割れ伝播性はやや不十分で
あり、そのため機体の検査を強化しなければならなかっ
た。
２６１８は超音速機の飛行条件に適した耐クリープ性を
効果的に示すが、その耐ひび割れ伝播性はやや不十分で
あり、そのため機体の検査を強化しなければならなかっ
た。
【０００８】コンコルドの後継機を準備する目的で、合
金２６１８を変更してその耐ひび割れ伝播性を向上させ
る研究が行われた。例えば、ＣＥＧＥＤＵＲ ＰＥＣＨ
ＩＮＥＹの特許 ＦＲ２２７９８５２ は下記の組成
（重量％）の鉄とニッケル含有率が低下した合金を提案
している。
金２６１８を変更してその耐ひび割れ伝播性を向上させ
る研究が行われた。例えば、ＣＥＧＥＤＵＲ ＰＥＣＨ
ＩＮＥＹの特許 ＦＲ２２７９８５２ は下記の組成
（重量％）の鉄とニッケル含有率が低下した合金を提案
している。
【０００９】 Ｃｕ：１．８−３ Ｍｇ：１．２−２．７ Ｓｉ＜０．３ Ｆｅ：０．１−０．４ Ｎｉ ＋ Ｃｏ：０．１−０．４ （Ｎｉ＋Ｃｏ）／Ｆｅ：０．９−１．３
【００１０】合金はさらにＺｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖまたは
Ｍｏを０．４％未満含有することが可能で、場合によっ
てはＣｄ、Ｉｎ、ＳｎまたはＢｅをそれぞれ０．２％未
満、Ｚｎを８％未満またはＡｇを１％未満含むことがで
きる。この合金によって、耐ひび割れ伝播性を表す応力
集中係数Ｋ1cが大幅に向上した。反対に、温度１００お
よび１７５℃でのクリープ試験の結果は２６１８のもの
とほとんど同じであった。
Ｍｏを０．４％未満含有することが可能で、場合によっ
てはＣｄ、Ｉｎ、ＳｎまたはＢｅをそれぞれ０．２％未
満、Ｚｎを８％未満またはＡｇを１％未満含むことがで
きる。この合金によって、耐ひび割れ伝播性を表す応力
集中係数Ｋ1cが大幅に向上した。反対に、温度１００お
よび１７５℃でのクリープ試験の結果は２６１８のもの
とほとんど同じであった。
【００１１】速度と運転条件のために機体の表面温度が
もっと高くなる新規な商用超音速機のみならず、プラス
チック成形加工の型、航空機の車輪や霜取り構造または
回転機器部品などの他の用途の研究において、先行技術
よりも耐クリープ性が高い合金の必要性、即ち６万時間
を超える時間について１００と１５０℃の間での応力総
変形が極めて小さく、破断時間が非常に長いことで表さ
れる、疲労ひび割れを招くようなクリープ損傷が制限さ
れ、しかも静的機械特性や防食性などの他の使用特性を
損なわない合金の必要性が明らかになった。
もっと高くなる新規な商用超音速機のみならず、プラス
チック成形加工の型、航空機の車輪や霜取り構造または
回転機器部品などの他の用途の研究において、先行技術
よりも耐クリープ性が高い合金の必要性、即ち６万時間
を超える時間について１００と１５０℃の間での応力総
変形が極めて小さく、破断時間が非常に長いことで表さ
れる、疲労ひび割れを招くようなクリープ損傷が制限さ
れ、しかも静的機械特性や防食性などの他の使用特性を
損なわない合金の必要性が明らかになった。
【００１２】従って、本発明は押し出し、圧延または鍛
造で成形した製品上で、１０００時間後の１５０℃、応
力２５０ＭＰａでのクリープ変形が０．３％未満、破断
時間が２５００時間以上を実現することを可能にする、
下記の組成（重量％）のＡｌＣｕＭｇ合金を目的とす
る。
造で成形した製品上で、１０００時間後の１５０℃、応
力２５０ＭＰａでのクリープ変形が０．３％未満、破断
時間が２５００時間以上を実現することを可能にする、
下記の組成（重量％）のＡｌＣｕＭｇ合金を目的とす
る。
【００１３】 Ｃｕ：２．０−３．０ Ｍｇ：１．５−２．１ Ｍｎ：０．３−０．７ Ｚｒ＜０．１５ Ｓｉ：０．３−０．６ Ｆｅ＜０．３ Ｎｉ＜０．３ Ｔｉ＜０．１５ 他の元素はそれぞれ＜０．０５、また合計０．１５ Ａ
ｌ収支。
ｌ収支。
【００１４】合金はさらに１％未満の銀も含むことがで
きる、そしてこの場合、この元素は部分的に珪素で代替
可能であり，Ｓｉ＋０．４Ａｇの合計は０．３と０．６
％の間に含まれなければならない。
きる、そしてこの場合、この元素は部分的に珪素で代替
可能であり，Ｓｉ＋０．４Ａｇの合計は０．３と０．６
％の間に含まれなければならない。
【００１５】Ｃｕの含有率は好適には２．５と２．７５
％の間であり、Ｍｇは１．５５と１．８％の間である。
％の間であり、Ｍｇは１．５５と１．８％の間である。
【００１６】
【００１７】本発明の課題を解決するための手段は、下
記のとおりである。
記のとおりである。
【００１８】第１に、成形し（ｃｏｒｒｏｙｅ）、液入
れ、焼き入れおよび焼き戻しで処理した状態で、１００
０時間後の１５０℃、応力２５０ＭＰａでのクリープ変
形が０．３％未満、破断時間が２５００時間以上を示
し、組成（重量％）が： Ｃｕ：２．０−３．０ Ｍｇ：１．５−２．１ Ｍｎ：０．３−０．７ Ｆｅ＜０．３ Ｎｉ＜０．３ Ａｇ＜１．０ Ｚｒ＜０．１５ Ｔｉ＜０．１５ Ｓｉは：０．３＜Ｓｉ＋０．４Ａｇ＜０．６ 他の元素はそれぞれ＜０．０５、また合計＜０．１５で
あることを特徴とする耐クリープ性の高いアルミニウム
合金。
れ、焼き入れおよび焼き戻しで処理した状態で、１００
０時間後の１５０℃、応力２５０ＭＰａでのクリープ変
形が０．３％未満、破断時間が２５００時間以上を示
し、組成（重量％）が： Ｃｕ：２．０−３．０ Ｍｇ：１．５−２．１ Ｍｎ：０．３−０．７ Ｆｅ＜０．３ Ｎｉ＜０．３ Ａｇ＜１．０ Ｚｒ＜０．１５ Ｔｉ＜０．１５ Ｓｉは：０．３＜Ｓｉ＋０．４Ａｇ＜０．６ 他の元素はそれぞれ＜０．０５、また合計＜０．１５で
あることを特徴とする耐クリープ性の高いアルミニウム
合金。
【００１９】第２に、Ｃｕの含有率が２．５と２．７５
％の間であることを特徴とする上記第１に記載の合金。
％の間であることを特徴とする上記第１に記載の合金。
【００２０】第３に、Ｍｇの含有率が１．５５と１．８
％の間であることを特徴とする上記第１または２に記載
の合金。
％の間であることを特徴とする上記第１または２に記載
の合金。
【００２１】第４に、押し出しによって成形されること
を特徴とする上記第１〜３の何れか一つに記載の合金。
を特徴とする上記第１〜３の何れか一つに記載の合金。
【００２２】第５に、鍛造によって成形されることを特
徴とする上記第１〜３の何れか一つに記載の合金。
徴とする上記第１〜３の何れか一つに記載の合金。
【００２３】第６に、圧延によって成形されることを特
徴とする上記第１〜３の何れか一つに記載の合金。
徴とする上記第１〜３の何れか一つに記載の合金。
【００２４】
【００２５】本発明による合金は、鉄とニッケルの含有
率がさらに低く、珪素の含有率が高い点で特許 ＦＲ２
２７９８５２に記載のものとは区別される。
率がさらに低く、珪素の含有率が高い点で特許 ＦＲ２
２７９８５２に記載のものとは区別される。
【００２６】鉄とニッケルは０．４％ではなく０．３％
未満に維持され、ニッケルを完全になくすことも可能な
ので、二次溶融の通常の合金製造の廃棄物の再生に確か
に利点となる。この減少は従来技術では提案されていな
い。
未満に維持され、ニッケルを完全になくすことも可能な
ので、二次溶融の通常の合金製造の廃棄物の再生に確か
に利点となる。この減少は従来技術では提案されていな
い。
【００２７】例えば、Ｄ．ＡＤＥＮＩＳとＲ．ＤＥＶＥ
ＬＡＹは、LES MEMOIRES SCIENTIFIQUES DE LA REVUE D
E METALLURGIE No.10,1969に掲載された論文「ＡＵ２Ｇ
Ｎの耐クリープ性と微小構造の関係」の中で、鉄とニッ
ケルが耐クリープ性に与える影響について研究し、Ｆｅ
とＮｉを含まない合金の１５０℃での耐クリープ性が２
６１８よりむしろ劣っていることを示した。
ＬＡＹは、LES MEMOIRES SCIENTIFIQUES DE LA REVUE D
E METALLURGIE No.10,1969に掲載された論文「ＡＵ２Ｇ
Ｎの耐クリープ性と微小構造の関係」の中で、鉄とニッ
ケルが耐クリープ性に与える影響について研究し、Ｆｅ
とＮｉを含まない合金の１５０℃での耐クリープ性が２
６１８よりむしろ劣っていることを示した。
【００２８】同論文には珪素の役割も研究され、耐クリ
ープ性は珪素の含有率が０．２５％のときに最高になる
ことが示されている。
ープ性は珪素の含有率が０．２５％のときに最高になる
ことが示されている。
【００２９】同様に、Ｈ．ＭＡＲＴＩＮＯＤとＪ．ＣＡ
ＬＶＥＴがＯＮＥＲＡで実施した合金２６１８について
の研究（「ＡＵ２ＧＮ型の耐火性アルミニウム合金の高
温安定性について」 Ｅｔｕｄｅ ＯＮＥＲＡ １９６
１）は０．１５と０．２５％の間の珪素濃度が２００℃
での極めて長時間の使用にも至適であり、０．５％まで
珪素含有率を上げても何の向上も見られないと結論して
いる。他方、固溶体または沈殿物Ｍｇ2Ｓｉの形で構造
内に存在する珪素の治金的役割も２６１８と低鉄、ニッ
ケル合金と差がないはずだと思われる。このように、
０．５％程度の値前後の珪素含有率の増加はこの問題に
関する文献にも、冶金的考察にも全く触れられていなか
った。
ＬＶＥＴがＯＮＥＲＡで実施した合金２６１８について
の研究（「ＡＵ２ＧＮ型の耐火性アルミニウム合金の高
温安定性について」 Ｅｔｕｄｅ ＯＮＥＲＡ １９６
１）は０．１５と０．２５％の間の珪素濃度が２００℃
での極めて長時間の使用にも至適であり、０．５％まで
珪素含有率を上げても何の向上も見られないと結論して
いる。他方、固溶体または沈殿物Ｍｇ2Ｓｉの形で構造
内に存在する珪素の治金的役割も２６１８と低鉄、ニッ
ケル合金と差がないはずだと思われる。このように、
０．５％程度の値前後の珪素含有率の増加はこの問題に
関する文献にも、冶金的考察にも全く触れられていなか
った。
【００３０】ＡｌＣｕＭｇ合金の耐クリープ性における
銀の有利な役割は、特に成型合金に関して何年も前から
周知であり、例えば、Ｉ．Ｊ．ＰＯＬＭＥＡＲ とＭ．
Ｊ．ＣＯＵＰＥＲの研究 "Design and development of
an experimental wrought aluminum alloy for use at
elevated temperatures" Metallurgical Transactions
A, vol. 19A, avril 1988, pp.1027-1035 などの冶金
学研究の対象になっている。
銀の有利な役割は、特に成型合金に関して何年も前から
周知であり、例えば、Ｉ．Ｊ．ＰＯＬＭＥＡＲ とＭ．
Ｊ．ＣＯＵＰＥＲの研究 "Design and development of
an experimental wrought aluminum alloy for use at
elevated temperatures" Metallurgical Transactions
A, vol. 19A, avril 1988, pp.1027-1035 などの冶金
学研究の対象になっている。
【００３１】出願人は珪素の代わりに２．５倍の量の銀
が利用できることを確認した、これはこの金属のコスト
を考えると、経済的に大きな利益はない。さらに出願人
は、意外なことに、Ｓｉ＋０．４Ａｇが０．６％を越え
るような含有率の珪素と銀の同時添加は、耐クリープ性
に、特に破断時間に悪影響があることを確認した。
が利用できることを確認した、これはこの金属のコスト
を考えると、経済的に大きな利益はない。さらに出願人
は、意外なことに、Ｓｉ＋０．４Ａｇが０．６％を越え
るような含有率の珪素と銀の同時添加は、耐クリープ性
に、特に破断時間に悪影響があることを確認した。
【００３２】本発明による合金のマンガン含有率は０．
３と０．７％の間である。マンガンは機械特性の向上に
貢献する。合金２６１８がマンガンを含んでいないのは
（Ｈ．ＭＡＲＴＩＮＯＤは論文の中で工業用合金の例に
ついて含有率を０．０１４％としている）おそらく、鉄
とニッケルの中間金属化合物 Ａｌ9ＦｅＮｉ の形成を
妨げないためである。おそらく同じ理由のために、特許
ＦＲ２２７９８５２は０．４％未満のマンガン添加の可
能性には触れているが、この元素は随意に追加される１
１の元素の１つに過ぎないので、マンガンを含む組成の
例には全く当たらない。最大０．７％の含有率で、それ
を越えると有害な沈殿が出現するこの添加は鉄とニッケ
ルの制限によって可能になり、亜音速機の機体に使用さ
れている高強度合金２０２４の添加に対応している。
３と０．７％の間である。マンガンは機械特性の向上に
貢献する。合金２６１８がマンガンを含んでいないのは
（Ｈ．ＭＡＲＴＩＮＯＤは論文の中で工業用合金の例に
ついて含有率を０．０１４％としている）おそらく、鉄
とニッケルの中間金属化合物 Ａｌ9ＦｅＮｉ の形成を
妨げないためである。おそらく同じ理由のために、特許
ＦＲ２２７９８５２は０．４％未満のマンガン添加の可
能性には触れているが、この元素は随意に追加される１
１の元素の１つに過ぎないので、マンガンを含む組成の
例には全く当たらない。最大０．７％の含有率で、それ
を越えると有害な沈殿が出現するこの添加は鉄とニッケ
ルの制限によって可能になり、亜音速機の機体に使用さ
れている高強度合金２０２４の添加に対応している。
【００３３】これら様々な変更、即ち鉄とニッケルの制
限、珪素含有率の増加およびマンガンの存在の組み合わ
せによって、合金２６１８に対して、また特許ＦＲ２２
７９８５２に記載のような合金に比較して耐クリープ性
を思いがけず引き上げることができた。例えば、厚みが
１．６ｍｍの薄板で、応力２５０ＭＰａ、温度１５０℃
で１０００時間試験したとき、１０００時間の変形が１
％ではなく０．３％未満であり、第２段階のクリープ速
度が２．５ １０-9ｓ-1ではなく１０-9 ｓ-1未満であ
り、破断時間が１５００時間未満ではなく２５００時間
を超える。
限、珪素含有率の増加およびマンガンの存在の組み合わ
せによって、合金２６１８に対して、また特許ＦＲ２２
７９８５２に記載のような合金に比較して耐クリープ性
を思いがけず引き上げることができた。例えば、厚みが
１．６ｍｍの薄板で、応力２５０ＭＰａ、温度１５０℃
で１０００時間試験したとき、１０００時間の変形が１
％ではなく０．３％未満であり、第２段階のクリープ速
度が２．５ １０-9ｓ-1ではなく１０-9 ｓ-1未満であ
り、破断時間が１５００時間未満ではなく２５００時間
を超える。
【００３４】ところで、薄板の細かい粒子の再結晶構造
は、粒子結合の局部的変形のために、特に応力変形につ
いて、耐クリープ性が最も不利な場合を示している。
は、粒子結合の局部的変形のために、特に応力変形につ
いて、耐クリープ性が最も不利な場合を示している。
【００３５】この最後の結果は極めて興味深いものであ
るが、アルミ合金のクリープに関する以前の研究ではほ
とんど考慮されていない。事実、周期的応力を受ける構
造部品の場合、クリープ変形が小さいだけでなく、破断
ができる限り遅いことが重要である。このようなわけ
で、クリープ変形・時間グラフがいわゆる「第３」段階
に、即ちグラフの傾きが増加し始め、破断が始まり、ク
リープひび割れが出現し、この温度で、疲労強度を下げ
るに至る段階に入るのが遅らされる。
るが、アルミ合金のクリープに関する以前の研究ではほ
とんど考慮されていない。事実、周期的応力を受ける構
造部品の場合、クリープ変形が小さいだけでなく、破断
ができる限り遅いことが重要である。このようなわけ
で、クリープ変形・時間グラフがいわゆる「第３」段階
に、即ちグラフの傾きが増加し始め、破断が始まり、ク
リープひび割れが出現し、この温度で、疲労強度を下げ
るに至る段階に入るのが遅らされる。
【００３６】本発明による合金の強度は特許 ＦＲ２２
７９８５２に記載のものに完全に類似し、即ち、応力集
中係数Ｋ1cについて、合金２６１８に対して２０と４０
％の間の利得を示す。
７９８５２に記載のものに完全に類似し、即ち、応力集
中係数Ｋ1cについて、合金２６１８に対して２０と４０
％の間の利得を示す。
【００３７】本発明による合金は２０００系列の合金の
従来の鋳造法でビレットまたは板の形で鋳造し、押出
し、熱間また場合によっては冷間圧延、型鍛造または鍛
造によって加工し、こうして得られた半製品は通常は液
入れ、焼き入れ、場合によっては制御引張によって熱加
工して残留応力を減じ、所期の用途分野に要求される機
械特性を付与する。
従来の鋳造法でビレットまたは板の形で鋳造し、押出
し、熱間また場合によっては冷間圧延、型鍛造または鍛
造によって加工し、こうして得られた半製品は通常は液
入れ、焼き入れ、場合によっては制御引張によって熱加
工して残留応力を減じ、所期の用途分野に要求される機
械特性を付与する。
【００３８】
【実施例１】
【００３９】合金２６１８、特許ＦＲ２２７９８５２に
よる合金Ａ、本発明による４つの合金Ｂ、Ｃ、ＤとＥお
よび発明外の３つの合金Ｆ、ＧとＨで板を鋳造した。合
金の化学組成は表１に示されている。合金Ａは特許に例
示した合金とは反対にマンガンを含有し、それによって
他の元素、特に珪素の役割を比較によってよりよく評価
することができる。合金Ｂ、ＤとＥは銀を含む。合金Ｅ
は本発明によるものであるが、Ｍｇの含有率は推奨範囲
の外にある。合金Ｆは合計Ｓｉ＋０．４Ａｇの下限の真
下にあり、さらにＭｇの推奨区域の外にある。合金Ｇは
Ｓｉ＋０．４Ａｇについて上限をわずかに越え、合金Ｈ
はＣｕの限度の外にある。
よる合金Ａ、本発明による４つの合金Ｂ、Ｃ、ＤとＥお
よび発明外の３つの合金Ｆ、ＧとＨで板を鋳造した。合
金の化学組成は表１に示されている。合金Ａは特許に例
示した合金とは反対にマンガンを含有し、それによって
他の元素、特に珪素の役割を比較によってよりよく評価
することができる。合金Ｂ、ＤとＥは銀を含む。合金Ｅ
は本発明によるものであるが、Ｍｇの含有率は推奨範囲
の外にある。合金Ｆは合計Ｓｉ＋０．４Ａｇの下限の真
下にあり、さらにＭｇの推奨区域の外にある。合金Ｇは
Ｓｉ＋０．４Ａｇについて上限をわずかに越え、合金Ｈ
はＣｕの限度の外にある。
【００４０】板は次いで２４時間５２０℃で均質化さ
れ、熱間圧延され、次いで冷間で厚み１．６ｍｍまで圧
延され、微粒子の再結晶冶金構造を示す前に、４０分５
３０℃で液入れされ、１．４％の変形率に制御引張さ
れ、焼き入れされ１９時間、１９０℃で焼き戻される。
れ、熱間圧延され、次いで冷間で厚み１．６ｍｍまで圧
延され、微粒子の再結晶冶金構造を示す前に、４０分５
３０℃で液入れされ、１．４％の変形率に制御引張さ
れ、焼き入れされ１９時間、１９０℃で焼き戻される。
【００４１】クリープ試験はＡＳＴＭ規格Ｅ１３９で実
施し、応力２５０ＭＰａかつ温度１５０℃で、１０００
時間後の変形、最小クリープ速度、即ちクリープの二次
区域内の時間に応じてクリープ変形グラフの傾きと、損
傷に対する強さを表す破断時間を測定した。結果は表２
にまとめた。
施し、応力２５０ＭＰａかつ温度１５０℃で、１０００
時間後の変形、最小クリープ速度、即ちクリープの二次
区域内の時間に応じてクリープ変形グラフの傾きと、損
傷に対する強さを表す破断時間を測定した。結果は表２
にまとめた。
【００４２】本発明による合金は全て、１０００時間の
クリープ変形が０．３０％未満、最小クリープ速度が毎
秒０．６ １０-9未満、破断時間が２５００時間以上で
有ることがわかるが、一方これらの値は、２６１８につ
いても、マンガンを添加したＦＲ２２７９８５２による
合金についてもそれぞれ０．９から１％程度、２．５１
０-9ｓ-1と１４００時間である。
クリープ変形が０．３０％未満、最小クリープ速度が毎
秒０．６ １０-9未満、破断時間が２５００時間以上で
有ることがわかるが、一方これらの値は、２６１８につ
いても、マンガンを添加したＦＲ２２７９８５２による
合金についてもそれぞれ０．９から１％程度、２．５１
０-9ｓ-1と１４００時間である。
【００４３】さらに，Ｓｉ＋０．４Ａｇ合計の限度の枢
要な性格、変形と破断時間は下限の下に大幅に下がり、
破断時間も０．６％の上限を越えて劣化することがわか
る。最後にＣｕとＭｇの組成についての推奨範囲の利点
がわかる。
要な性格、変形と破断時間は下限の下に大幅に下がり、
破断時間も０．６％の上限を越えて劣化することがわか
る。最後にＣｕとＭｇの組成についての推奨範囲の利点
がわかる。
【００４４】
【実施例２】
【００４５】合金２６１８と、実例１の合金Ａと、化学
組成を表３に示した本発明による他の３つの合金Ｉ、Ｊ
とＫで板を鋳造した。これらの合金は銀を含まず、合金
Ｊはニッケルを全く含んでいない。合金ＩとＪのマンガ
ン含有率は範囲の下限に近く、合金Ｋのそれは上限に近
い。
組成を表３に示した本発明による他の３つの合金Ｉ、Ｊ
とＫで板を鋳造した。これらの合金は銀を含まず、合金
Ｊはニッケルを全く含んでいない。合金ＩとＪのマンガ
ン含有率は範囲の下限に近く、合金Ｋのそれは上限に近
い。
【００４６】板は２４時間、５２０℃で均質化し、黒皮
を剥ぎ、厚みが１４ｍｍになるまで熱間で圧延する。得
られた薄板の一部はこの厚みに放置され、他の部分を
１．６ｍｍまで冷間圧延した。薄板は１４ｍｍのものは
５３０℃で１時間液入れし１．６ｍｍの板については４
０分間液入れし、次いで牽引、焼き入れ、１９時間、１
９０℃で焼き戻した。
を剥ぎ、厚みが１４ｍｍになるまで熱間で圧延する。得
られた薄板の一部はこの厚みに放置され、他の部分を
１．６ｍｍまで冷間圧延した。薄板は１４ｍｍのものは
５３０℃で１時間液入れし１．６ｍｍの板については４
０分間液入れし、次いで牽引、焼き入れ、１９時間、１
９０℃で焼き戻した。
【００４７】この薄板で弾性限界０．２％ Ｒ0.2、破
断負荷Ｒm、破断伸長Ａを測定した。これらの結果は表
４に示されている。結果は弾性限度と破断負荷が５つの
合金についてほぼ同一であり、本発明による合金製の薄
板の伸長が２６１８の、または合金Ａの薄板の伸長をわ
ずかに上回ることを示している。
断負荷Ｒm、破断伸長Ａを測定した。これらの結果は表
４に示されている。結果は弾性限度と破断負荷が５つの
合金についてほぼ同一であり、本発明による合金製の薄
板の伸長が２６１８の、または合金Ａの薄板の伸長をわ
ずかに上回ることを示している。
【００４８】次に、先の実例と同じく、２５０ＭＰａで
１５０℃（１．６ｍｍの薄板のみ）と１７５℃での最小
クリープ速度を測定した。結果をまとめた表５は、本発
明による合金の耐クリープ性が先行技術よりも、特に１
７５℃で、顕著に向上していることを示している。最後
に、本発明による合金の薄板の強度（厚み１．６ｍｍで
およそ１２５ＭＰａｖｍ）は合金Ａとほぼ同じである。
１５０℃（１．６ｍｍの薄板のみ）と１７５℃での最小
クリープ速度を測定した。結果をまとめた表５は、本発
明による合金の耐クリープ性が先行技術よりも、特に１
７５℃で、顕著に向上していることを示している。最後
に、本発明による合金の薄板の強度（厚み１．６ｍｍで
およそ１２５ＭＰａｖｍ）は合金Ａとほぼ同じである。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
【表４】
【００５３】
【表５】
【００５４】
【００５５】本発明の耐クリープ性が高いＡＬ−ＣＵ−
ＭＧ合金は、押し出し、圧延または鍛造加工の後に、非
常に低いクリープ変形と１００と１５０℃の間の温度に
対する長い破断時間を示し、しかも同種の用途に通常使
用される種類の合金に少なくとも劣らない使用特性を保
つ
ＭＧ合金は、押し出し、圧延または鍛造加工の後に、非
常に低いクリープ変形と１００と１５０℃の間の温度に
対する長い破断時間を示し、しかも同種の用途に通常使
用される種類の合金に少なくとも劣らない使用特性を保
つ
Claims (6)
- 【請求項１】 成形し（ｃｏｒｒｏｙｅ）、液入れ、焼
き入れおよび焼き戻しで処理した状態で、１０００時間
後の１５０℃、応力２５０ＭＰａでのクリープ変形が
０．３％未満、破断時間が２５００時間以上を示し、組
成（重量％）が： Ｃｕ：２．０−３．０ Ｍｇ：１．５−２．１ Ｍｎ：０．３−０．７ Ｆｅ＜０．３ Ｎｉ＜０．３ Ａｇ＜１．０ Ｚｒ＜０．１５ Ｔｉ＜０．１５ Ｓｉは：０．３＜Ｓｉ＋０．４Ａｇ＜０．６ 他の元素はそれぞれ＜０．０５、また合計＜０．１５で
あることを特徴とする耐クリープ性の高いアルミニウム
合金。 - 【請求項２】 Ｃｕの含有率が２．５と２．７５％の間
であることを特徴とする請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】 Ｍｇの含有率が１．５５と１．８％の間
であることを特徴とする請求項１または２に記載の合
金。 - 【請求項４】 押し出しによって成形されることを特徴
とする請求項１〜３の何れか一つに記載の合金。 - 【請求項５】 鍛造によって成形されることを特徴とす
る請求項１〜３の何れか一つに記載の合金。 - 【請求項６】 圧延によって成形されることを特徴とす
る請求項１〜３の何れか一つに記載の合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR9509443A FR2737225B1 (fr) | 1995-07-28 | 1995-07-28 | Alliage al-cu-mg a resistance elevee au fluage |
| FR95/09443 | 1995-07-28 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09165640A true JPH09165640A (ja) | 1997-06-24 |
Family
ID=9481669
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8214972A Pending JPH09165640A (ja) | 1995-07-28 | 1996-07-29 | 耐クリープ性が高いａｌ−ｃｕ−ｍｇ合金 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5738735A (ja) |
| EP (1) | EP0756017B1 (ja) |
| JP (1) | JPH09165640A (ja) |
| DE (1) | DE69614788T2 (ja) |
| FR (1) | FR2737225B1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012169317A1 (ja) * | 2011-06-10 | 2012-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 高温特性に優れたアルミニウム合金 |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0989195B1 (de) * | 1998-09-25 | 2002-04-24 | Alcan Technology & Management AG | Warmfeste Aluminiumlegierung vom Typ AlCuMg |
| US6645321B2 (en) | 1999-09-10 | 2003-11-11 | Geoffrey K. Sigworth | Method for grain refinement of high strength aluminum casting alloys |
| US6368427B1 (en) | 1999-09-10 | 2002-04-09 | Geoffrey K. Sigworth | Method for grain refinement of high strength aluminum casting alloys |
| US20030026725A1 (en) * | 2001-07-30 | 2003-02-06 | Sawtell Ralph R. | Alloy composition for making blister-free aluminum forgings and parts made therefrom |
| DE10163039C1 (de) * | 2001-12-21 | 2003-07-24 | Daimler Chrysler Ag | Warm- und kaltumformbares Bauteil aus einer Aluminiumlegierung und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US20050034794A1 (en) * | 2003-04-10 | 2005-02-17 | Rinze Benedictus | High strength Al-Zn alloy and method for producing such an alloy product |
| WO2004090185A1 (en) | 2003-04-10 | 2004-10-21 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | An al-zn-mg-cu alloy |
| US7883591B2 (en) * | 2004-10-05 | 2011-02-08 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | High-strength, high toughness Al-Zn alloy product and method for producing such product |
| US20070204937A1 (en) * | 2005-07-21 | 2007-09-06 | Aleris Koblenz Aluminum Gmbh | Wrought aluminium aa7000-series alloy product and method of producing said product |
| US20070151636A1 (en) * | 2005-07-21 | 2007-07-05 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Wrought aluminium AA7000-series alloy product and method of producing said product |
| US8608876B2 (en) * | 2006-07-07 | 2013-12-17 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | AA7000-series aluminum alloy products and a method of manufacturing thereof |
| US8002913B2 (en) * | 2006-07-07 | 2011-08-23 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | AA7000-series aluminum alloy products and a method of manufacturing thereof |
| EP2149618B1 (en) * | 2008-07-30 | 2011-10-26 | Olab S.r.l. | Hot pressing process, particularly for providing metal unions for pneumatic, hydraulic and fluid-operated circuits, and metal union obtained thereby |
| US9347558B2 (en) | 2010-08-25 | 2016-05-24 | Spirit Aerosystems, Inc. | Wrought and cast aluminum alloy with improved resistance to mechanical property degradation |
| FR2974118B1 (fr) | 2011-04-15 | 2013-04-26 | Alcan Rhenalu | Alliages aluminium cuivre magnesium performants a haute temperature |
| US10266933B2 (en) | 2012-08-27 | 2019-04-23 | Spirit Aerosystems, Inc. | Aluminum-copper alloys with improved strength |
| JP7469072B2 (ja) * | 2020-02-28 | 2024-04-16 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 |
| FR3111143B1 (fr) | 2020-06-04 | 2022-11-18 | Constellium Issoire | Produits en alliage aluminium cuivre magnésium performants à haute température |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE735314C (de) * | 1937-06-29 | 1943-05-12 | Ernst Heinkel Flugzeugwerke G | Verwendung von Aluminiumlegierungen als Werkstoff fuer Nieten |
| FR2087439A5 (en) * | 1970-05-20 | 1971-12-31 | British Aluminium Co Ltd | Aluminium alloys suitable for eloxation - for decorative applications |
| US4000007A (en) * | 1973-02-13 | 1976-12-28 | Cegedur Societe De Transformation De L'aluminium Pechiney | Method of making drawn and hemmed aluminum sheet metal and articles made thereby |
| FR2279852B1 (fr) * | 1974-07-23 | 1977-01-07 | Cegedur Transf Aumin Pechiney | Alliage d'aluminium de bonne tenue au fluage et de resistance a la propagation des criques amelioree |
| US4062704A (en) * | 1976-07-09 | 1977-12-13 | Swiss Aluminium Ltd. | Aluminum alloys possessing improved resistance weldability |
| US5376192A (en) * | 1992-08-28 | 1994-12-27 | Reynolds Metals Company | High strength, high toughness aluminum-copper-magnesium-type aluminum alloy |
-
1995
- 1995-07-28 FR FR9509443A patent/FR2737225B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
1996
- 1996-07-10 DE DE69614788T patent/DE69614788T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1996-07-10 EP EP96420235A patent/EP0756017B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 1996-07-25 US US08/686,031 patent/US5738735A/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-07-29 JP JP8214972A patent/JPH09165640A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012169317A1 (ja) * | 2011-06-10 | 2012-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 高温特性に優れたアルミニウム合金 |
| JP2013014835A (ja) * | 2011-06-10 | 2013-01-24 | Kobe Steel Ltd | 高温特性に優れたアルミニウム合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE69614788T2 (de) | 2002-05-23 |
| EP0756017A1 (fr) | 1997-01-29 |
| DE69614788D1 (de) | 2001-10-04 |
| FR2737225A1 (fr) | 1997-01-31 |
| US5738735A (en) | 1998-04-14 |
| EP0756017B1 (fr) | 2001-08-29 |
| FR2737225B1 (fr) | 1997-09-05 |
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