JPH1068054A - 靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造方法 - Google Patents
靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造方法Info
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- JPH1068054A JPH1068054A JP24570996A JP24570996A JPH1068054A JP H1068054 A JPH1068054 A JP H1068054A JP 24570996 A JP24570996 A JP 24570996A JP 24570996 A JP24570996 A JP 24570996A JP H1068054 A JPH1068054 A JP H1068054A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 航空機、車輌等の軽量化構造材料に適する、
靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％で（以下、同じ）、Ｌｉ１．０〜
３．０％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．
０、Ｚｒ０．０４〜０．２％、さらに好ましくはＴｉ
０．０１〜０．０５％を含み、残部は不可避的不純物と
ＡｌからなるＡｌ−Ｌｉ系合金の鋳塊を、均熱処理後、
２５０〜４００℃において総圧下率４５％以上の圧延を
行い、サブ結晶粒径が３μｍ以下の未再結晶組織とす
る。さらに前記均熱処理は、昇温速度２０〜６０℃／Ｈ
ｒ．で４３０〜４７０℃に昇温し、この温度に４〜４８
Ｈｒ．保持した後、さらに昇温速度２０〜６０℃／Ｈ
ｒ．で再昇温し、５００〜５４０℃で２〜１２Ｈｒ．保
持することが好ましい。
靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％で（以下、同じ）、Ｌｉ１．０〜
３．０％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．
０、Ｚｒ０．０４〜０．２％、さらに好ましくはＴｉ
０．０１〜０．０５％を含み、残部は不可避的不純物と
ＡｌからなるＡｌ−Ｌｉ系合金の鋳塊を、均熱処理後、
２５０〜４００℃において総圧下率４５％以上の圧延を
行い、サブ結晶粒径が３μｍ以下の未再結晶組織とす
る。さらに前記均熱処理は、昇温速度２０〜６０℃／Ｈ
ｒ．で４３０〜４７０℃に昇温し、この温度に４〜４８
Ｈｒ．保持した後、さらに昇温速度２０〜６０℃／Ｈ
ｒ．で再昇温し、５００〜５４０℃で２〜１２Ｈｒ．保
持することが好ましい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ａｌ−Ｌｉ系合金板材
の製造方法に係わり、特定の熱間仕上げ圧延により未再
結晶組織の板材とすることにより、靭性を向上したＡｌ
−Ｌｉ系合金板材の製造方法に関する。
の製造方法に係わり、特定の熱間仕上げ圧延により未再
結晶組織の板材とすることにより、靭性を向上したＡｌ
−Ｌｉ系合金板材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】代表的なＡｌ−Ｌｉ系合金としては、国
際規格合金の２０９０（Ａｌ−Ｌｉ1.9 〜2.6 ％−Ｃｕ
2.4 〜3.0 ％−Ｚｒ0.08〜0.15％）、２０９１（Ａｌ−
Ｌｉ1.7 〜2.3 ％−Ｃｕ1.8 〜2.5 ％−Ｍｇ1.1 〜1.9
％−Ｚｒ0.04〜0.16％）、８０９０（Ａｌ−Ｌｉ2.2 〜
2.7 ％−Ｃｕ1.0 〜1.6 ％−Ｍｇ0.6 〜1.3 ％−Ｚｒ0.
04〜0.16％）、８０９１（Ａｌ−Ｌｉ2.4-2.8 ％−Ｃｕ
1.1 〜1.6 ％−Ｍｇ0.8〜1.4 ％−Ｚｒ0.08 -0.15％）
等が知られ、これらは高比強度、高比剛性という特性を
有するため宇宙航 空機体、航空機体、自動車、軌道車
両等輸送機器の構造用材料として実用されてはいるが、
需要の拡大、用途の開拓にはなお特性の改善が必要であ
る。
際規格合金の２０９０（Ａｌ−Ｌｉ1.9 〜2.6 ％−Ｃｕ
2.4 〜3.0 ％−Ｚｒ0.08〜0.15％）、２０９１（Ａｌ−
Ｌｉ1.7 〜2.3 ％−Ｃｕ1.8 〜2.5 ％−Ｍｇ1.1 〜1.9
％−Ｚｒ0.04〜0.16％）、８０９０（Ａｌ−Ｌｉ2.2 〜
2.7 ％−Ｃｕ1.0 〜1.6 ％−Ｍｇ0.6 〜1.3 ％−Ｚｒ0.
04〜0.16％）、８０９１（Ａｌ−Ｌｉ2.4-2.8 ％−Ｃｕ
1.1 〜1.6 ％−Ｍｇ0.8〜1.4 ％−Ｚｒ0.08 -0.15％）
等が知られ、これらは高比強度、高比剛性という特性を
有するため宇宙航 空機体、航空機体、自動車、軌道車
両等輸送機器の構造用材料として実用されてはいるが、
需要の拡大、用途の開拓にはなお特性の改善が必要であ
る。
【０００３】改善を要する主な特性は靭性の向上であ
り、この課題に対して、合金鋳塊のマクロ組織の結晶粒
平均径を３ｍｍ以下の鋳塊組織とし、特定条件の均熱処
理、熱間圧延後仕上げ冷延前に６０％以上の冷間圧延す
ることにより、延性および靭性を改善しようとするもの
（特開昭６１−２３７５１）、圧延板材を４８２〜６６
０℃で３０〜６０秒間加熱して溶体化処理し、１００Ｆ
゜／Ｓで冷却し、冷間加工を行った後、時効処理するこ
とによって、強度と靭性を改善しようとするもの（特開
昭６０−２２１５４３）、熱間加工＞８５％、必要によ
り中間焼鈍し、冷間加工＞１５％、ついで５００〜５３
５℃に加熱、水焼入れ溶体化後時効処理し、これにより
結晶粒径を＜４０μｍに微細化して延性および靭性を改
善するもの（特開昭６１−２３１１４５）が提案されて
いる。
り、この課題に対して、合金鋳塊のマクロ組織の結晶粒
平均径を３ｍｍ以下の鋳塊組織とし、特定条件の均熱処
理、熱間圧延後仕上げ冷延前に６０％以上の冷間圧延す
ることにより、延性および靭性を改善しようとするもの
（特開昭６１−２３７５１）、圧延板材を４８２〜６６
０℃で３０〜６０秒間加熱して溶体化処理し、１００Ｆ
゜／Ｓで冷却し、冷間加工を行った後、時効処理するこ
とによって、強度と靭性を改善しようとするもの（特開
昭６０−２２１５４３）、熱間加工＞８５％、必要によ
り中間焼鈍し、冷間加工＞１５％、ついで５００〜５３
５℃に加熱、水焼入れ溶体化後時効処理し、これにより
結晶粒径を＜４０μｍに微細化して延性および靭性を改
善するもの（特開昭６１−２３１１４５）が提案されて
いる。
【０００４】さらに、低温熱間圧延し、再結晶化処理し
たる後熱間圧延して最終板厚とすることにより破壊靭性
お呼び強度を向上するもの（特表昭６３−５０１８８
３）、熱間圧延および冷間圧延した後、再結晶化を防止
しながら再加熱、熱間圧延し、て溶体化処理、急冷、時
効処理することにより破壊靭性および強度を向上させる
もの（特表平０１−５０１３２５）等が知られている。
たる後熱間圧延して最終板厚とすることにより破壊靭性
お呼び強度を向上するもの（特表昭６３−５０１８８
３）、熱間圧延および冷間圧延した後、再結晶化を防止
しながら再加熱、熱間圧延し、て溶体化処理、急冷、時
効処理することにより破壊靭性および強度を向上させる
もの（特表平０１−５０１３２５）等が知られている。
【０００５】上記のごとく、この種合金の靭性の改善に
は種々の提案がなされているが、未だ工業的に安定して
目標とする高靭性を得るに至っておらず、一方では航空
機、陸上車輌の用途分野の技術進歩は急速で、他の特性
と同様に靭性についても年々高い目標値が要求されるよ
うになっている。
は種々の提案がなされているが、未だ工業的に安定して
目標とする高靭性を得るに至っておらず、一方では航空
機、陸上車輌の用途分野の技術進歩は急速で、他の特性
と同様に靭性についても年々高い目標値が要求されるよ
うになっている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した事
情を背景としてなされたものであり、靭性の優れたＡｌ
−Ｌｉ系合金板材の製造方法を提供することを目的とす
るものである。
情を背景としてなされたものであり、靭性の優れたＡｌ
−Ｌｉ系合金板材の製造方法を提供することを目的とす
るものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記の目
的を達成するにあたり、Ａｌ−Ｌｉ系合金の低靭性の原
因は、転移の局部粗大すべりによる粒界への応力集中に
あるとする説に着目し、サブ組織の微細化により前記応
力集中の緩和が重要との観点から、サブ組織を微細化し
たＡｌ−Ｌｉ合金板材の製造条件について鋭意実験、検
討を重ねて本発明をなすに至ったものである。
的を達成するにあたり、Ａｌ−Ｌｉ系合金の低靭性の原
因は、転移の局部粗大すべりによる粒界への応力集中に
あるとする説に着目し、サブ組織の微細化により前記応
力集中の緩和が重要との観点から、サブ組織を微細化し
たＡｌ−Ｌｉ合金板材の製造条件について鋭意実験、検
討を重ねて本発明をなすに至ったものである。
【０００８】具体的には、請求項１の発明のＡｌ−Ｌｉ
系合金板材の製造方法は、Ｌｉ１．０〜３．０％、Ｃｕ
１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０、Ｚｒ０．０４
〜０．２％を含み、残部はＡｌと不可避的不純物とから
なるＡｌ−Ｌｉ系合金の鋳塊を、均熱処理後、２５０〜
４００℃において総圧下率４５％以上の圧延を行い、サ
ブ結晶粒径が３μｍ以下の未再結晶組織とすることを特
徴とする。
系合金板材の製造方法は、Ｌｉ１．０〜３．０％、Ｃｕ
１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０、Ｚｒ０．０４
〜０．２％を含み、残部はＡｌと不可避的不純物とから
なるＡｌ−Ｌｉ系合金の鋳塊を、均熱処理後、２５０〜
４００℃において総圧下率４５％以上の圧延を行い、サ
ブ結晶粒径が３μｍ以下の未再結晶組織とすることを特
徴とする。
【０００９】また、請求項２の発明のＡｌ−Ｌｉ系合金
板材の製造方法は、Ｌｉ１．０〜３．０％、Ｃｕ１．０
〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０、Ｚｒ０．０４〜０．
２％を含み、残部はＡｌと不可避的不純物とからなるＡ
ｌ−Ｌｉ系合金の鋳塊を、均熱処理後、５００℃以下に
おいて熱間圧延を開始し、さらに２５０〜４００℃の温
度範囲において総圧下率４５％以上に達する圧延を行
い、サブ結晶粒径が３μｍ以下の未再結晶組織とするこ
とを特徴とするものである。
板材の製造方法は、Ｌｉ１．０〜３．０％、Ｃｕ１．０
〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０、Ｚｒ０．０４〜０．
２％を含み、残部はＡｌと不可避的不純物とからなるＡ
ｌ−Ｌｉ系合金の鋳塊を、均熱処理後、５００℃以下に
おいて熱間圧延を開始し、さらに２５０〜４００℃の温
度範囲において総圧下率４５％以上に達する圧延を行
い、サブ結晶粒径が３μｍ以下の未再結晶組織とするこ
とを特徴とするものである。
【００１０】請求項３の発明のＡｌ−Ｌｉ合金板材の製
造方法は、請求項１もしくは請求項２の発明で規定した
合金成分のほか、さらにＴｉ０．０１〜０．０５％を含
有することを特徴とするものである。
造方法は、請求項１もしくは請求項２の発明で規定した
合金成分のほか、さらにＴｉ０．０１〜０．０５％を含
有することを特徴とするものである。
【００１１】また請求項４の発明のＡｌ−Ｌｉ系合金板
材の製造方法は、請求項１もしくは請求項２に記載の前
記均熱処理条件について規定したものであって、昇温速
度２０〜６０℃／Ｈｒ．で４３０〜４７０℃に昇温し、
この温度に４〜４８Ｈｒ．保持した後、さらに昇温速度
２０〜６０℃／Ｈｒ．で再昇温し、５００〜５４０℃で
２〜１２Ｈｒ．保持することを特徴とする。
材の製造方法は、請求項１もしくは請求項２に記載の前
記均熱処理条件について規定したものであって、昇温速
度２０〜６０℃／Ｈｒ．で４３０〜４７０℃に昇温し、
この温度に４〜４８Ｈｒ．保持した後、さらに昇温速度
２０〜６０℃／Ｈｒ．で再昇温し、５００〜５４０℃で
２〜１２Ｈｒ．保持することを特徴とする。
【００１２】本発明における合金の成分組成の意義と範
囲限定の理由は、下記のとおりである。 Ｌｉ：軽量化及び高強度化の効果がり、その含有量が
１．０未満では前記の効果が不十分であり、３．０％を
超えると鋳造割れ感受性を増大させると同時に粗大な準
安定相δ´が析出する等により延性および靭性を低下す
る。
囲限定の理由は、下記のとおりである。 Ｌｉ：軽量化及び高強度化の効果がり、その含有量が
１．０未満では前記の効果が不十分であり、３．０％を
超えると鋳造割れ感受性を増大させると同時に粗大な準
安定相δ´が析出する等により延性および靭性を低下す
る。
【００１３】Ｃｕ：Ａｌ−Ｃｕ系の板状析出物θ´（Ａ
ｌ2 Ｃｕ）やＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ系の板状析出相Ｔ１（Ａ
ｌ2 ＣｕＬｉ）を生成し、強度および靭性の向上に寄与
する。しかし、１．０％未満ではその効果が不足し、
３．０％を超えると前記効果が飽和ししかも軽量化が損
なわれる。本合金にＭｇを含有しない場合は、Ｃｕ含有
量は、１．５〜３．０％が好ましく、またＭｇを含有す
る場合はＭｇによる強度向上の効果も期待できるのでＣ
ｕは、１．０〜２．５％程度で良い。
ｌ2 Ｃｕ）やＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ系の板状析出相Ｔ１（Ａ
ｌ2 ＣｕＬｉ）を生成し、強度および靭性の向上に寄与
する。しかし、１．０％未満ではその効果が不足し、
３．０％を超えると前記効果が飽和ししかも軽量化が損
なわれる。本合金にＭｇを含有しない場合は、Ｃｕ含有
量は、１．５〜３．０％が好ましく、またＭｇを含有す
る場合はＭｇによる強度向上の効果も期待できるのでＣ
ｕは、１．０〜２．５％程度で良い。
【００１４】Ｍｇ：Ｍｇは固溶効果により、伸び値及び
靭性を低下することなく合金を強化すると同時にＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系の準安定相の板状析出物Ｓ´相（Ａｌ−Ｃ
ｕＭｇ）を生成し、これによりさらに強度向上に寄与す
る。Ｍｇ含有量が０．５％未満では強度向上の効果が十
分でなく、２．０％を超えると強度は向上するものの靭
性及び延性が低下する。従ってＭｇは０．５〜２．０％
の範囲が望ましい。
靭性を低下することなく合金を強化すると同時にＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系の準安定相の板状析出物Ｓ´相（Ａｌ−Ｃ
ｕＭｇ）を生成し、これによりさらに強度向上に寄与す
る。Ｍｇ含有量が０．５％未満では強度向上の効果が十
分でなく、２．０％を超えると強度は向上するものの靭
性及び延性が低下する。従ってＭｇは０．５〜２．０％
の範囲が望ましい。
【００１５】Ｚｒ：Ｚｒは、鋳造組織の微細化や再結晶
の抑止効果を有するので、合金組織を未結晶組織にする
ため含有させるものであるが、その含有量が０．０４％
未満では上記効果が不十分であり、０．２０％を超える
とその効果が飽和すると同時にＡｌ−Ｚｒの粗大金属間
化合物を生成して強度、靭性及び延性を低下する。
の抑止効果を有するので、合金組織を未結晶組織にする
ため含有させるものであるが、その含有量が０．０４％
未満では上記効果が不十分であり、０．２０％を超える
とその効果が飽和すると同時にＡｌ−Ｚｒの粗大金属間
化合物を生成して強度、靭性及び延性を低下する。
【００１６】その他の元素は、一般のＡｌ合金に許容さ
れている不純物の量、すなわちＦｅ０．３０％以下、Ｓ
ｉ０．２０％以下、Ｚｎ０．２５％以下、Ｃｒ０．１０
％以下、Ｍｎ０．１０％以下を含有しても本発明の効果
を大きく損なうことはないが、これらの元素は化合物を
生成するか、または亜粒界に偏析する等により靭性を低
下する傾向があるため、より好ましくはＦｅ０．１０％
以下、Ｓｉ０．１０％以下、Ｚｎ０．１０％以下、Ｃｒ
０．０５％以下、Ｍｎ０．０５％以下程度に少ない方が
良い。
れている不純物の量、すなわちＦｅ０．３０％以下、Ｓ
ｉ０．２０％以下、Ｚｎ０．２５％以下、Ｃｒ０．１０
％以下、Ｍｎ０．１０％以下を含有しても本発明の効果
を大きく損なうことはないが、これらの元素は化合物を
生成するか、または亜粒界に偏析する等により靭性を低
下する傾向があるため、より好ましくはＦｅ０．１０％
以下、Ｓｉ０．１０％以下、Ｚｎ０．１０％以下、Ｃｒ
０．０５％以下、Ｍｎ０．０５％以下程度に少ない方が
良い。
【００１７】Ｔｉは、鋳塊の結晶粒微細化のため０．０
１〜０．０５％の範囲で積極的に添加含有させることが
好ましい。Ｔｉの添加は、Ａｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｔｉ
−Ｂ合金の形態で添加される。
１〜０．０５％の範囲で積極的に添加含有させることが
好ましい。Ｔｉの添加は、Ａｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｔｉ
−Ｂ合金の形態で添加される。
【００１８】
【発明の実施の形態】上記Ａｌ−Ｌｉ系合金は、Ａｒ等
の不活性気圏中で溶解、鋳造し、得られた鋳塊は、面削
後４３０〜４７０℃において４〜４８時間加熱の第１段
均熱処理によりＺｒＡｌ3 の析出処理を行い、さらに５
００〜５４０℃において２〜１２時間加熱の第２段均熱
処理を行って、合金元素及び不純物元素を出来るだけ固
溶させる。
の不活性気圏中で溶解、鋳造し、得られた鋳塊は、面削
後４３０〜４７０℃において４〜４８時間加熱の第１段
均熱処理によりＺｒＡｌ3 の析出処理を行い、さらに５
００〜５４０℃において２〜１２時間加熱の第２段均熱
処理を行って、合金元素及び不純物元素を出来るだけ固
溶させる。
【００１９】均熱処理において、鋳塊の加熱速度を２０
〜６０℃／Ｈｒ．とするのは、上限を超えると熱応力に
より鋳塊割れが起り易いためであり、下限未満では数十
時間以上に及び生産性を損なうためである。
〜６０℃／Ｈｒ．とするのは、上限を超えると熱応力に
より鋳塊割れが起り易いためであり、下限未満では数十
時間以上に及び生産性を損なうためである。
【００２０】熱間圧延開始温度は、５００℃以下に規制
することにより熱間圧延中の回復再結晶の駆動力が減少
するため、さらにサブ組織が微細化され靭性が向上す
る。熱間仕上げ圧延温度を２５０〜４００℃としたの
は、上限を超えると板材のサブ組織の結晶粒径が３．０
μｍを超え靭性を低下するためであり。また下限未満で
は再結晶組織が形成され、未再結晶組織は失われるから
である。
することにより熱間圧延中の回復再結晶の駆動力が減少
するため、さらにサブ組織が微細化され靭性が向上す
る。熱間仕上げ圧延温度を２５０〜４００℃としたの
は、上限を超えると板材のサブ組織の結晶粒径が３．０
μｍを超え靭性を低下するためであり。また下限未満で
は再結晶組織が形成され、未再結晶組織は失われるから
である。
【００２１】熱間総圧延率は、４５％未満の場合は計装
化シャルピー試験における吸収エネルギー値が低く、靭
性の向上が期待出来ない。圧延率は４５％以上で大きい
ほど靭性向上効果が認められる。
化シャルピー試験における吸収エネルギー値が低く、靭
性の向上が期待出来ない。圧延率は４５％以上で大きい
ほど靭性向上効果が認められる。
【００２２】熱間仕上げ圧延温度を２５０〜４００℃の
範囲としたのは、下限未満では仕上げ圧延時に材板両端
部の割れ、いわゆるエッジクラックが発生するためであ
り、また上限を超えると、板材のサブ組織の結晶粒径が
３μｍを超え靭性を低下するためである。
範囲としたのは、下限未満では仕上げ圧延時に材板両端
部の割れ、いわゆるエッジクラックが発生するためであ
り、また上限を超えると、板材のサブ組織の結晶粒径が
３μｍを超え靭性を低下するためである。
【００２３】圧延板材の微細組織を未再結晶組織とし、
そのサブ結晶粒径を３μｍ以下と規定したのは、このよ
うに微細化することにより局部粗大すべりによる転移の
集積により起こる結晶粒界への応力集中を緩和し、粒界
破壊傾向を減少させ、粒内すべりを増大させることによ
り靭性を向上させるためであり、この限界を超えるとこ
のような効果は発現できない。
そのサブ結晶粒径を３μｍ以下と規定したのは、このよ
うに微細化することにより局部粗大すべりによる転移の
集積により起こる結晶粒界への応力集中を緩和し、粒界
破壊傾向を減少させ、粒内すべりを増大させることによ
り靭性を向上させるためであり、この限界を超えるとこ
のような効果は発現できない。
【００２４】本発明の方法によって製造された圧延板材
は、通常は強度調整のため、熱処理仕上げされて製品と
する。すなわち溶体化、ストレッチ処理し、ついでＴ８
時効処理か、ストレッチ処理を省略するかの工程によ
る。本発明は、高強度、高靭性を得ることが目的のた
め、通常はＴ８処理が適当であるが、Ｔ８処理時、溶体
化処理後のストレッチは強化相の均一な析出サイトを与
えるためのものであり、これにより強度と靭性の一層の
改善が可能である。
は、通常は強度調整のため、熱処理仕上げされて製品と
する。すなわち溶体化、ストレッチ処理し、ついでＴ８
時効処理か、ストレッチ処理を省略するかの工程によ
る。本発明は、高強度、高靭性を得ることが目的のた
め、通常はＴ８処理が適当であるが、Ｔ８処理時、溶体
化処理後のストレッチは強化相の均一な析出サイトを与
えるためのものであり、これにより強度と靭性の一層の
改善が可能である。
【００２５】
【実施例】表１に示す化学成分の合金３種Ａ、Ｂ、Ｃを
常法に従って溶解し、半連続鋳造法によって圧延用鋳塊
に鋳造した。鋳塊を面削によりスラブ加工し、Ａｒ気圏
中において均熱処理を行った。処理条件は２種で、
（１）従来通常に行われる条件；５２０℃において１２
時間加熱、および（２）本請求項３記載の発明すなわち
２段階均熱処理による条件；昇温速度５０℃／Ｈｒ．で
４５０℃に昇温し、この温度に２４時間保持し、ついで
昇温速度４０℃／Ｈｒ．で再昇温し、５２０℃で６時間
保持であった。
常法に従って溶解し、半連続鋳造法によって圧延用鋳塊
に鋳造した。鋳塊を面削によりスラブ加工し、Ａｒ気圏
中において均熱処理を行った。処理条件は２種で、
（１）従来通常に行われる条件；５２０℃において１２
時間加熱、および（２）本請求項３記載の発明すなわち
２段階均熱処理による条件；昇温速度５０℃／Ｈｒ．で
４５０℃に昇温し、この温度に２４時間保持し、ついで
昇温速度４０℃／Ｈｒ．で再昇温し、５２０℃で６時間
保持であった。
【００２６】
【表１】
【００２７】その後、上記均熱処理鋳塊に対して下記の
２条件下で熱間圧延を行った。 （１）通常の条件、すなわち圧延開始温度は５２０℃、
終了温度は４６０℃で総圧下率は７０．５％、（２）本
請求項２記載の条件、すなわち圧延開始温度４６０℃、
終了温度３１０℃で総圧下率は６５．０％である。
２条件下で熱間圧延を行った。 （１）通常の条件、すなわち圧延開始温度は５２０℃、
終了温度は４６０℃で総圧下率は７０．５％、（２）本
請求項２記載の条件、すなわち圧延開始温度４６０℃、
終了温度３１０℃で総圧下率は６５．０％である。
【００２８】上記の熱間圧延後、各合金板材に５３０℃
×６０分の溶体化処理、ついで５％のストレッチを行
い、その後時効温度１６０℃時効曲線のピーク時効で強
度調整し、Ｔ８材の試験材料とした。上記の試験材料に
ついて、透過電子顕微鏡写真（×２０００）の平均粒子
径からサブ結晶粒径を求め、また計装化シャルピー試験
におけるＬ−Ｔ方向の全吸収エネルギーを測定した。こ
の値は靭性と正の比例関係があることが知られており、
靭性の評価に採用した。
×６０分の溶体化処理、ついで５％のストレッチを行
い、その後時効温度１６０℃時効曲線のピーク時効で強
度調整し、Ｔ８材の試験材料とした。上記の試験材料に
ついて、透過電子顕微鏡写真（×２０００）の平均粒子
径からサブ結晶粒径を求め、また計装化シャルピー試験
におけるＬ−Ｔ方向の全吸収エネルギーを測定した。こ
の値は靭性と正の比例関係があることが知られており、
靭性の評価に採用した。
【００２９】図１は、熱間圧延仕上げ温度とサブ結晶粒
径の関係を示す透過電子顕微鏡写真の測定結果で４００
〜４５０℃では、サブ結晶粒径が４μｍに達することが
認められる。
径の関係を示す透過電子顕微鏡写真の測定結果で４００
〜４５０℃では、サブ結晶粒径が４μｍに達することが
認められる。
【００３０】図２は、熱間圧延における総圧延率とサブ
結晶粒径の関係を示す透過電子顕微鏡の代表例で、総圧
延率が４５％未満の３０％ではサブ結晶粒径が４μｍに
達することが認められる。
結晶粒径の関係を示す透過電子顕微鏡の代表例で、総圧
延率が４５％未満の３０％ではサブ結晶粒径が４μｍに
達することが認められる。
【００３１】図３は、サブ結晶粒径と室温におけるシャ
ルピー試験の吸収エネルギー（靭性に正比例）の関係を
示す。サブ結晶粒径が３μｍ以下になると靭性の向上が
現れている。サブ結晶粒径は、Ｔ６処理においても前記
条件において３μｍであり、靭性も優れたものであっ
た。
ルピー試験の吸収エネルギー（靭性に正比例）の関係を
示す。サブ結晶粒径が３μｍ以下になると靭性の向上が
現れている。サブ結晶粒径は、Ｔ６処理においても前記
条件において３μｍであり、靭性も優れたものであっ
た。
【００３２】
【発明の効果】本発明のＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造法
によれば、サブ組織を微細化し未再結晶組織の板材が確
実、かつ安定して得られる。かかる組織にあっては、転
移の局部粗大すべりによる粒界への応力集中を緩和する
結果、靭性の格段の向上が実現し、強度、延性、弾性率
等この系の合金の他の特性を損なうことなく靭性向上が
図られる。
によれば、サブ組織を微細化し未再結晶組織の板材が確
実、かつ安定して得られる。かかる組織にあっては、転
移の局部粗大すべりによる粒界への応力集中を緩和する
結果、靭性の格段の向上が実現し、強度、延性、弾性率
等この系の合金の他の特性を損なうことなく靭性向上が
図られる。
【００３３】しかも、上記した効果は、製造装置、エネ
ルギー等を変更、改造することなく製造条件の一部修正
によって達成することが可能であり、製造コストを上昇
することなく優れた特性の製品を製出することが出来
る。従ってこの種のＡｌ−Ｌｉ系合金板材の航空機、自
動車、軌道車輌等の軽量化構造材料への用途拡大に貢献
するところが大きい。
ルギー等を変更、改造することなく製造条件の一部修正
によって達成することが可能であり、製造コストを上昇
することなく優れた特性の製品を製出することが出来
る。従ってこの種のＡｌ−Ｌｉ系合金板材の航空機、自
動車、軌道車輌等の軽量化構造材料への用途拡大に貢献
するところが大きい。
【図１】圧延温度とサブ結晶粒径の関係を示す実施例で
ある。
ある。
【図２】圧延総圧延率とサブ結晶粒径の関係を示す実施
例である。
例である。
【図３】サブ結晶粒径とシャルピー試験の吸収エネルギ
ー( 靭性）の関係を示す実施例である。
ー( 靭性）の関係を示す実施例である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）、Ｌｉ１．０〜
３．０％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｍｇ０．５〜２．
０、Ｚｒ０．０４〜０．２％を含み、残部はＡｌと不可
避的不純物からなるＡｌ−Ｌｉ系合金の鋳塊を、均熱処
理後、２５０〜４００℃において総圧下率４５％以上の
圧延を行い、サブ結晶粒径が３μｍ以下の未再結晶組織
とすることを特徴とする、靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合
金板材の製造方法。 - 【請求項２】 Ｌｉ１．０〜３．０％、Ｃｕ１．０〜
３．０％、Ｍｇ０．５〜２．０、Ｚｒ０．０４〜０．２
％を含み、残部はＡｌと不可避的不純物とからなるＡｌ
−Ｌｉ系合金の鋳塊を、均熱処理後、５００℃以下にお
いて熱間圧延を開始し、さらに２５０〜４００℃の温度
範囲において総圧下率４５％以上に達する圧延を行い、
サブ結晶粒径が３μｍ以下の未再結晶組織とすることを
特徴とする、靭性に優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造
方法。 - 【請求項３】 前記各成分のほか、さらにＴｉ０．０１
〜０．０５％を含有する、請求項１もしくは請求項２に
記載の靭性の優れたＡｌーＬｉ系合金板材の製造方法。 - 【請求項４】 前記均熱処理が、昇温速度２０〜６０℃
／Ｈｒ．で４３０〜４７０℃に昇温し、この温度に４〜
４８Ｈｒ．保持した後、さらに昇温速度２０〜６０℃／
Ｈｒ．で再昇温し、５００〜５４０℃で２〜１２Ｈｒ．
保持することを特徴とする、請求項１もしくは請求項２
記載の靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24570996A JPH1068054A (ja) | 1996-08-28 | 1996-08-28 | 靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24570996A JPH1068054A (ja) | 1996-08-28 | 1996-08-28 | 靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1068054A true JPH1068054A (ja) | 1998-03-10 |
Family
ID=17137646
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24570996A Pending JPH1068054A (ja) | 1996-08-28 | 1996-08-28 | 靭性の優れたＡｌ−Ｌｉ系合金板材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1068054A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009007626A (ja) * | 2007-06-28 | 2009-01-15 | Ulvac Material Kk | アルミニウム−リチウム合金ターゲットの製造方法およびアルミニウム−リチウム合金ターゲット |
| KR100961446B1 (ko) | 2002-01-18 | 2010-06-09 | 페쉬니 롤드 프로덕츠 | 미재결정화된 층과 관련 합금 및 그 제조 방법 |
| JP2015039719A (ja) * | 2013-08-23 | 2015-03-02 | 川崎重工業株式会社 | アルミニウム合金部品の製造方法およびアルミニウム合金板のプレス成形装置 |
| CN108531782A (zh) * | 2018-04-11 | 2018-09-14 | 上海交通大学 | 一种含镁铸造铝锂合金及其制备方法 |
| CN115418534A (zh) * | 2022-09-19 | 2022-12-02 | 郑州轻研合金科技有限公司 | 一种8090铝锂合金细晶板材及其制备方法 |
-
1996
- 1996-08-28 JP JP24570996A patent/JPH1068054A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100961446B1 (ko) | 2002-01-18 | 2010-06-09 | 페쉬니 롤드 프로덕츠 | 미재결정화된 층과 관련 합금 및 그 제조 방법 |
| JP2009007626A (ja) * | 2007-06-28 | 2009-01-15 | Ulvac Material Kk | アルミニウム−リチウム合金ターゲットの製造方法およびアルミニウム−リチウム合金ターゲット |
| JP2015039719A (ja) * | 2013-08-23 | 2015-03-02 | 川崎重工業株式会社 | アルミニウム合金部品の製造方法およびアルミニウム合金板のプレス成形装置 |
| CN108531782A (zh) * | 2018-04-11 | 2018-09-14 | 上海交通大学 | 一种含镁铸造铝锂合金及其制备方法 |
| CN115418534A (zh) * | 2022-09-19 | 2022-12-02 | 郑州轻研合金科技有限公司 | 一种8090铝锂合金细晶板材及其制备方法 |
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