JPH1017976A - 残留応力レベルの低いAl−Cu−Mg合金鋼板 - Google Patents
残留応力レベルの低いAl−Cu−Mg合金鋼板Info
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- JPH1017976A JPH1017976A JP16771096A JP16771096A JPH1017976A JP H1017976 A JPH1017976 A JP H1017976A JP 16771096 A JP16771096 A JP 16771096A JP 16771096 A JP16771096 A JP 16771096A JP H1017976 A JPH1017976 A JP H1017976A
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Abstract
耐疲労性を維持し、厚鋼板の場合は種々の方向での靭性
や長手−横断方向及び横断−長手方向の亀裂速度が改善
され、焼入れ後の残留応力レベルが低いAl−Cu−M
g型構造硬化式合金鋼板。 【解決手段】 鋼板は、厚さが0.5mmを超え、重量
%で、3.5<Cu<5.0;1.0<Mg<2.0;
Si<0.25;Fe<0.25;Mn<0.55;他
の元素<0.25で、0<Mg−2Fe<0.2のアル
ミニウム合金で、場合によっては、メッキ鋼板の全厚の
12%以下の全厚を有する他のアルミニウム合金で一方
の又は両方の面がメッキ処理され、全体的に再結晶化率
が50%より高く、表面と2分の1厚さとの再結晶化率
の差が35%未満であり、また焼入れして引張った状態
で又は焼入れして引張り、焼戻しした状態で、長さlだ
け離れた2つの支持体上に位置する棒を2分の1厚さま
で加工後の撓みfが、fe<0.14l2。
Description
用に特に適した特性である、高い静的機械的特性(耐破
壊性、弾性限界及び伸び)、非常に良好な耐損傷性、低
い亀裂拡大速度並びに良好な耐疲労性を保持しつつ、焼
入れ後に低レベルの残留応力を示す、米国アルミニウム
協会の名称によれば2000シリーズに属する厚手(厚
さ>12mm)、中厚(厚さ3〜12mm)又は薄手
(厚さ0.5〜3mm)の鋼板に関する。これらの鋼板
はそのまま使用してもよいし、例えばより良好な耐食性
を示す他のアルミニウム合金でメッキしてもよい。
残留応力は、良好な機械的性質を付与するために行わな
ければならない焼入れによって生ずる。付加元素を溶液
にするのに必要な高温から急激に冷却することによって
熱衝撃が生ずると、非常に高い内部応力が発生する。
を引き起こすために厄介である。この現象は航空機製造
では頻繁に見られる。これらの応力を低下させるため
に、熱処理でのように製品の特性に悪影響を及ぼすこと
なく内部応力を低下させることができる種々の応力除去
(detensionnement)方法、例えば引張(traction)又
は調整圧縮が焼入れ後に適用されている。この分野での
研究は主として、効果的な応力除去を実現するのに必要
な引張又は圧縮操作を最適化することにあった。
業が行われていた。これらの作業は一般に冷水に浸漬す
るか又は冷水を散布して行われており、このようにして
得られる冷却速度は速くて役に立たないことがしばしば
ある。実際、各合金は臨界焼入れ速度を有し、冷却速度
がこの臨界速度よりも遅ければ、固溶体が分解して、最
終的な機械的特性や耐損傷性が大幅に低下する。従っ
て、この臨界速度よりも速く焼入れしなければならない
が、冷却が強くなれば、内部応力が上がることは周知の
ことなので速くしすぎても無駄である。
けつつ、内部応力を最小限に抑える冷却でもって、鋼板
の焼入れを最適化するための妥協点を見出さなければな
らない。
力除去のために通常使用されている手順を何等変更せず
に、現在の合金の場合と同様に高い静的機械的特性(耐
破壊性、弾性限界及び伸び)や耐疲労性を維持し、厚鋼
板の場合は種々の方向での靭性や長手−横断(L−T)
方向及び横断−長手(T−L)方向の亀裂速度を改善し
つつ、Al−Cu−Mg型構造硬化式合金鋼板の焼入れ
後の残留応力レベルを下げることを目的とする。
mmを超え、以下の組成(重量%): 3.5<Cu<5.0 1.0<Mg<2.0 Si<0.25 Fe<0.25 Mn<0.55 他の全元素<0.25 (但し、0<Mn−2Fe<0.2である)のアルミニ
ウム合金からなり、場合によっては、メッキ鋼板の全厚
の12%以下の全厚を有する他のアルミニウム合金で一
方の又は両方の面がメッキ処理され、全体的に再結晶化
率が50%より高く、表面と2分の1厚さとの再結晶化
率の差が35%未満であり、また焼入れして引張った状
態で又は焼入れして引張り、焼戻しした状態で、長さl
だけ離れた2つの支持体上に位置する棒を2分の1厚さ
まで加工した後の撓みfが、 fe<0.14 l2 好ましくは、 fe<0.09 l2 更に好ましくは fe<0.06 l2 (fはミクロンで測定し、eは鋼板厚さ(mm)であ
り、lもmmで測定する)となる鋼板を提供する。
満、更には0.10%未満、銅が4%未満、マグネシウ
ムが1.5%未満、マンガンが0.4%未満が好まし
い。
に290MPaを超える、焼入れして焼き戻しした状態
では400MPaを超える弾性限界R0.2を示す。例え
ば航空機胴体の製造に使用されるようなメッキ鋼板の場
合、一般にアルミニウム含有量が少なく良好な耐食性を
示すアルミニウム合金で両面をメッキ処理する。各メッ
キ層は、最も薄手の鋼板で全厚の4〜6%を占め、厚さ
が1.6mmを超える鋼板で全厚の2〜4%までになり
得、メッキ部分の全厚は絶対に鋼板全厚の12%を超え
ないということになる。L−T方向及びT−L方向の弾
性限界はそれぞれ、270MPa及び380MPaを超
える。
Kt=2.3、最小応力対最大応力の比R=0.1とし
て測定した場合に、所与のサイクル数で許容可能な応力
が、 104サイクルで295MPa 105サイクルで160MPa 106サイクルで100MPa 107サイクルで100MPa を超えるような耐疲労性を示す。
2%未満の合金からなる厚鋼板は、焼入れして引張った
状態で、平面変形臨界応力強度係数(facteur d'intens
itede contrainte critique en deformation plane)K
1cによりL−T方向及びT−L方向に測定した靱性がそ
れぞれ35MPa√m及び32MPa√mを超え、好ま
しくは40MPa√m及び35MPa√mを超える。
これらの靱性はそれぞれ28MPa√m及び25MPa
√mを超え、好ましくは32MPa√m及び28MPa
√mを超える。
に測定した靱性は、焼入れして引張った状態では22M
Pa√mを超え、好ましくは24MPa√mを超え、焼
入れして引張り、焼戻しした状態では18MPa√mを
超え、好ましくは20MPa√mを超える。
及びT−L方向の亀裂速度da/dnが、 ΔK=10MPa√mで5×10-5mm/サイクル ΔK=15MPa√mで10-4mm/サイクル ΔK=20MPa√mで6×10-4mm/サイクル ΔK=25MPa√mで2×10-3mm/サイクル 未満である。
ドは、金属材料の靱性試験に関するASTM規格E39
9に定義されている。
界応力強度係数(facteur d'intensite de contrainte
critique en contrainte plane)KcbでT−L方向に
測定した靱性が110MPa√mを超える。靱性は、幅
405mm、ノッチ長さ100mm、厚さは6mm以下
及び6mm以上の鋼板の厚さに等しい試験片で測定す
る。この厚さは対称的な表面仕上げ(surfacage symetr
ique)の後に得られる。
向とは逆に、焼入れ前に介在する金属工学パラメーター
の点で残留応力の低減を探求した。
に、主要添加元素(Cu及びMg)を含む既存の合金組
成物を排除する可能性は非常に低く、本発明者らは微量
添加元素の含有量の変更を模索し、鉄及びマンガンの重
量比が、 Mn<0.55%、Fe<0.25%及び 0<Mn−2Fe<0.2% となったときに残留応力の低減、従って加工安定性に関
して最良の結果が得られることを知見した。
マンガンの含有量も少なくならねばならないことを意味
している。Al−Cu合金の鉄含有量は、例えば合金2
024、2124、2224及び2324についてアル
ミニウム協会に登録された組成物のこの20年間の推移
によって分かるように、一定して低下する傾向にある
が、これらの組成物でMnの含有量は変化していない。
熱間圧延出口温度を調整すると、本発明の組成物で、広
く再結晶化して再結晶化率が常に50%を超え、鋼板面
と鋼板中心との再結晶化勾配が常に35%未満である微
細構造が得られる。これは厚鋼板の場合に特に顕著であ
り、2分の1厚さで、主要元素組成が同じ従来技術の鋼
板よりも明らかにより再結晶化した構造を有する。
予想に反して、構造がこのように非常に再結晶化して、
微細沈殿物Al2OCu2Mn3及びAlMn6であるため
に合金の硬化に関与するMnの含有量が少なくとも、鋼
板の静的機械的特性が重大な影響を受けることはない。
その上、耐疲労性も低減すると懸念されたが、耐疲労性
は保持されることが確認されている。
場合、本発明者らは予想に反して、構造が広く再結晶化
すると、ASTM規格E399に従って平面変形臨界応
力強度係数K1cによって測定される靱性があらゆる方向
で高まることを確認した。
れらの厚鋼板は、従来技術の主要元素組成が同じ鋼板よ
りもL−T方向及びT−L方向の亀裂速度が遅い。これ
らの鋼板ではかくして、静的機械的特性と耐損傷性(靱
性と亀裂速度)との間で非常に有利な妥協点を見出すこ
とができる。
変形を均一化して変形バンドの形成を制限し得るために
Mn及びFe含有量の多さが伸びに有利に作用するとい
う一般に認められている考えとは逆に、本発明者らは、
本発明の組成物が鋼板の横断−長手方向の伸びにプラス
に作用することを確認した。同様に、薄鋼板又は中鋼板
の場合、むしろMn及びFe含有量を多くすれば、非常
に再結晶化し、粒子が細かく、伸びに有益であるとして
認められる構造が得られることが一般に冶金技術者の考
えであった。
の閾値を下回ると、薄鋼板でも厚鋼板でも、残留応力が
低下して加工安定性が良くなるだけでなく、使用特性全
体が特に航空機製造で有利となる。しかしながら、Mn
−2Fe値が負になると内部応力が低下しても機械的特
性が損なわれ、補足的な利点はないことが確認されてい
るため、負になることは望ましくない。
で又は焼入れして引張り、焼戻しした状態では、長さl
だけ離れた2つの支持体上に位置する棒を2分の1厚さ
まで加工した後に測定した撓みfが、 fe<0.14 l2 (fはミクロンで測定し、鋼板の厚さe及び長さlはm
mで表す)となるようなレベルの残留応力を示す。
eの鋼板の中から2つの棒をサンプリングする。一方は
L方向の棒と称して、鋼板の長手方向(L方向)の長さ
b、鋼板の幅方向(TL方向)の幅25mm、鋼板の中
実厚さ(TC方向)の厚さeを有し、他方はTL方向の
棒と称して、L方向25mm、TL方向b、TC方向e
を有する。
の1長さの撓みを測定する。この撓みは、鋼板の内部応
力レベル及び加工に対する非変形性を示す。
の長さbは5e+20mmである。加工は、約2mmの
パスによる漸進的機械加工である。
け離れた2つのナイフの間に置かれ、このナイフの両側
から10mm突き出た棒の中央で、ミクロン単位のコン
パレーターを用いて行われる。
bは400mmであり、撓みの測定に使用される長さl
は一定の300mmである。
パスによる機械加工である。8mm未満になると、加工
はソーダ浴中の化学的なものになる。棒の一面は、試験
前に取り外される軟質プラスチックマスクを用いて保護
される。試料を攻撃浴から出して、厚さを15分毎に検
査する。
かに異なる。1枚のミリ方眼紙を水平面上に置き、その
上に棒を長手(長さ、2分の1厚さ)方向に置いて撓み
を測定すれば、2分の1長さの撓みに対する棒の固有重
量やコンパレーターの力の影響を排除しつつ、撓みを
0.5mm以内の誤差で測定することができる。
れ得ることを確認した。かくして、本発明の鋼板では、
棒上で圧延の長手方向及び横断方向に測定した撓みは、 (L方向の撓み)<1.5(TL方向の撓み) となる。
は、化学加工後の粗度が6ミクロン未満、厚さが4mm
未満の鋼板では3ミクロン未満であることが確認され
る。
金製品、例えば押出し、鍛造又は型プレス製品に適用さ
れる。この場合、棒の厚さeは試験片の局部厚さであ
る。この厚さが一定でなければ、撓み測定のために一定
厚さの棒を得るために表面仕上げを行うことができる。
状態で290MPaを超える、焼入れして応力除去し、
焼戻しした状態で400MPaを超える弾性限界を有す
る。
善を示すように、以下の3実施例に記載する比較結果を
図1〜図10に示す。
合金のプレートを数回半連続鋳造した。全てのプレート
は同一寸法であり、同一の手順に従って鋳造した。鋳造
の次に、厚鋼板の一連の従来の加工、即ち均質化を伴う
再加熱、熱間圧延、溶体化、散水による冷水焼入れ、規
格EN 515に基づく1.5〜3%の調整引張、室温
での熟成を行った。このようにして、厚さ55mmで、
アルミニウム協会の命名法によればT351状態の鋼板
が得られる。鋳造合金の組成は以下の通りであった:
2、A3、A4の鋼板で生じた撓みが、本発明に含まれ
ない合金A1、A5の鋼板よりも特にL方向で小さいこ
とが確認される。
断)方向での静的機械的特性(耐破壊性Rm、0.2%
弾性限界R0.2、破断点伸びA)。TL方向の試験片は
鋼板の4分の1厚さでサンプリングする。
づきL−T、T−L及びS−L方向に測定する靱性。改
善を図4〜6に示す。
び2分の1厚さの表面再結晶化率。上記結果全体は表1
に示す。
及び試料9(本発明の合金A4)についてASTM規格
E466に従ってL方向及びT−L方向に測定する疲労
存続時間。試験片は、鋼板の4分の1厚さでサンプリン
グした、3mmの平坦な試験片である。中央穴を加工す
ることによって、応力集中係数Kt=2.3を用いるこ
とができる。最小応力対最大応力の比率R0.1を用い
る。表2に示す結果はL方向及びTL方向でほぼ同一で
ある。結果を図7に示し、これら2種の合金で結果が非
常に似通っていることが分かる。
Rは0.1とし、ΔK値は10〜25MPa√mとし
て、ASTM規格E647に従ってT−L及びL−T方
向に測定する亀裂速度da/dn。試験片は、鋼板の4
分の1厚さでサンプリングした試験片CT 35であ
る。表3に示す結果は、両方向で非常に似通っている。
亀裂速度が試料3よりも試料9の方が遅いことが図8か
ら分かる。
メッキ薄手鋼板の一連の従来の加工、即ち再加熱、2つ
の1070合金被覆(couverture)鋼板を用いた同時熱
間圧延(colaminage a chaud)、冷間圧延、溶体化、冷
水焼入れ、鏡面仕上げ、調整引張、室温での熟成に付し
た。このようにして、各面のメッキ厚さが鋼板厚さの5
%に相当する、厚さ1.6mmのT351状態の鋼板が
得られる。
た:
では本発明に含まれない合金A6に比べてL方向及びT
L方向でこれらの撓みが明らかに減少し、関係式fe<
0.04 l2が成り立つことが確認される。
方向にサンプリングした2つの試験片及び4つの合金鋼
板の平均)。
L方向の伸びがA6に比べて改善されることが、図10
ではこれらの同じ合金間で加工撓みが減少することが分
かる。
鋳造した。これらのプレートを、中鋼板の一連の従来の
加工、即ち再加熱、熱間圧延、溶液化、冷水焼入れ、調
整引張、室温での熟成に付した。このようにして、以下
の組成:
鋼板が得られる。
性。
再結晶化率。
示す。
示す。
の改善を示す。
安定性の等方性の改善を示す。
Claims (35)
- 【請求項1】 厚さが0.5mmを超え、以下の組成
(重量%): 3.5<Cu<5.0 1.0<Mg<2.0 Si<0.25 Fe<0.25 Mn<0.55 他の全元素<0.25 (但し、0<Mn−2Fe<0.2である)のAlCu
Mgアルミニウム合金からなり、場合によっては、メッ
キ部分の全厚がメッキ鋼板の全厚の12%以下である他
のアルミニウム合金でメッキ処理され、全体的に再結晶
化率が50%より高く、表面と2分の1厚さとの再結晶
化率の差が35%未満であり、また焼入れして引張った
状態で又は焼入れして引張り、焼戻しした状態で、長さ
lだけ離れた2つの支持体上に位置する棒を2分の1厚
さまで加工した後の撓みが、 fe<0.14 l2 (fは撓み(ミクロン)であり、eは鋼板厚さ(mm)
であり、lは棒の長さ(mm)である)となる鋼板。 - 【請求項2】 fe<0.09 l2であることを特徴
とする請求項1に記載の鋼板。 - 【請求項3】 fe<0.06 l2であることを特徴
とする請求項2に記載の鋼板。 - 【請求項4】 厚さが0.5〜3mmであり、fe<
0.04 l2であることを特徴とする請求項3に記載
の薄鋼板。 - 【請求項5】 fe<0.20である請求項1から4の
いずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項6】 Si<0.17である請求項1から5の
いずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項7】 Si<0.10である請求項6に記載の
鋼板。 - 【請求項8】 Cu<4.0である請求項1から7のい
ずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項9】 Mg<1.5である請求項1から8のい
ずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項10】 Mn<0.4であることを特徴とする
請求項1から9のいずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項11】 L方向及びTL方向に2分の1厚さま
で加工した棒の間で加工後に (L方向の棒の撓み)<1.5×(TL方向の棒の撓
み) となるような撓みの等方性を示す請求項1から10のい
ずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項12】 焼入れして引張った状態で290MP
aを超えるTL方向の弾性限界を示すことを特徴とする
請求項1から11のいずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項13】 焼入れして引張り、焼戻しした状態で
400MPaを超えるTL方向の弾性限界を示す請求項
1から11のいずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項14】 焼入れして引張った状態で270MP
aを超えるTL方向の弾性限界を示す請求項1から11
のいずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項15】 焼入れして引張り、焼戻しした状態で
380MPaを超える弾性限界を示す請求項1から11
のいずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項16】 所与のサイクル数で許容可能な最大応
力がそれぞれ、 104サイクルで295MPa 105サイクルで160MPa 106サイクルで100MPa 107サイクルで100MPa を超えるような耐疲労性を示す請求項1から15のいず
れか一項に記載の鋼板。 - 【請求項17】 厚さが20mmを超え、焼入れして引
張った状態で35MPa√mを超えるL−T方向の靭性
K1Cを示す請求項1から16のいずれか一項に記載の鋼
板。 - 【請求項18】 厚さが20mmを超え、焼入れして引
張った状態で32MPa√mを超えるT−L方向の靭性
K1Cを示す請求項1から17のいずれか一項に記載の鋼
板。 - 【請求項19】 焼入れして引張った状態で40MPa
√mを超えるL−T方向の靭性K1Cを示す請求項17に
記載の鋼板。 - 【請求項20】 焼入れして引張った状態で35MPa
√mを超えるT−L方向の靭性K1Cを示す請求項18に
記載の鋼板。 - 【請求項21】 厚さが35mmを超え、22MPa√
mを超えるS−L方向の靭性K1Cを示す請求項17から
20のいずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項22】 24MPa√mを超えるS−L方向の
靭性を示す請求項21に記載の鋼板。 - 【請求項23】 厚さが20mmを超え、焼入れして引
張り、焼戻しした状態で28MPa√mを超えるL−T
方向の靭性K1Cを示す請求項1から16のいずれか一項
に記載の鋼板。 - 【請求項24】 厚さが20mmを超え、焼入れして引
張り、焼戻しした状態で25MPa√mを超えるT−L
方向の靭性K1Cを示す請求項1から16のいずれか一項
に記載の鋼板。 - 【請求項25】 32MPa√mを超えるL−T方向の
靭性K1Cを示す請求項23に記載の鋼板。 - 【請求項26】 28MPa√mを超えるT−L方向の
靭性K1Cを示す請求項24に記載の鋼板。 - 【請求項27】 厚さが35mmを超え、焼入れして引
張り、焼戻しした状態で18MPa√mを超えるS−L
方向の靭性K1Cを示す請求項23から26のいずれか一
項に記載の鋼板。 - 【請求項28】 焼入れして引張り、焼戻しした状態で
20MPa√mを超えるS−L方向の靭性K1Cを示す請
求項27に記載の鋼板。 - 【請求項29】 厚さが20mmを超え、 ΔK=10MPa√mで5×10-5mm/サイクル ΔK=15MPa√mで10-4mm/サイクル ΔK=20MPa√mで6×10-4mm/サイクル ΔK=25MPa√mで2×10-3mm/サイクル 未満の亀裂速度da/dnを示す請求項1から16のい
ずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項30】 厚さが20mm未満で、110MPa
√mを超えるT−L方向の靭性KCbを示す請求項1から
16のいずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項31】 厚さが12mm未満で、化学加工後の
粗度Raが6ミクロン未満である請求項1から16のい
ずれか一項に記載の鋼板。 - 【請求項32】 厚さが4mm未満で、化学加工後の粗
度が3ミクロン未満である請求項31に記載の鋼板。 - 【請求項33】 以下の組成(重量%): 3.5<Cu<5.0 1.0<Mg<2.0 Si<0.25 Fe<0.25 Mn<0.55 他の全元素<0.25 (但し、0<Mn−2Fe<0.2である)のAlCu
Mgアルミニウム合金からなり、全体的に再結晶化率が
50%より高く、表面と2分の1厚さとの再結晶化率の
差が35%未満であり、また焼入れした状態で又は焼入
れして焼戻しした状態で、長さlだけ離れた2つの支持
体上に位置する棒を2分の1厚さまで加工した後の撓み
fが、 fe<0.14 l2 好ましくは fe<0.09 l2 (fはミクロンで測定し、eは測定点での製品の平均局
部厚さであり、lもmmで測定する)となる合金の押出
し、鍛造又は型プレス製品。 - 【請求項34】 焼入れして応力除去した状態で290
MPaを超える弾性限界R0.2を示す請求項33に記載
の製品。 - 【請求項35】 焼入れして応力除去し、焼戻しした状
態で400MPaを超える弾性限界を示す請求項33に
記載の製品。
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|
JP16771096A JPH1017976A (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 残留応力レベルの低いAl−Cu−Mg合金鋼板 |
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JP16771096A JPH1017976A (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 残留応力レベルの低いAl−Cu−Mg合金鋼板 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
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JPH1017976A true JPH1017976A (ja) | 1998-01-20 |
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JP16771096A Pending JPH1017976A (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 残留応力レベルの低いAl−Cu−Mg合金鋼板 |
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JP (1) | JPH1017976A (ja) |
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