JPS602644A - Aluminum alloy - Google Patents
Aluminum alloyInfo
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- JPS602644A JPS602644A JP6126084A JP6126084A JPS602644A JP S602644 A JPS602644 A JP S602644A JP 6126084 A JP6126084 A JP 6126084A JP 6126084 A JP6126084 A JP 6126084A JP S602644 A JPS602644 A JP S602644A
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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。(57) [Summary] This bulletin contains application data before electronic filing, so abstract data is not recorded.
Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は、航空宇宙機体構造に特に適し7ているアルミ
ニウム/リチウム(A/!、/L+ )合金に関するも
のである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION TECHNICAL FIELD The present invention relates to aluminum/lithium (A/!, /L+) alloys which are particularly suitable for aerospace vehicle construction.
従来技術
このような合金は、他のアルミニウム合金よりも20チ
以下の注目に値する重量低減を可能にすることに魅力が
あり、そしてこれら合金には高い強さと剛性がありかつ
良好な耐食特性を有する。PRIOR ART Such alloys are attractive because they allow for a notable weight reduction of less than 20 inches over other aluminum alloys, and because these alloys have high strength and stiffness and good corrosion resistance properties. have
しかしながら、これまでAt/L i合金は他の航空機
用合金上比べて破壊靭性のような他の特性での低下に悩
まされそして鋳造とその後の加工がむずがしかった。However, to date, At/Li alloys have suffered from reductions in other properties such as fracture toughness and have been difficult to cast and subsequently process compared to other aircraft alloys.
これまでに提案されたほとんどのAt/L +合金は、
At/I、tzMg系(例えばLi2.1チおよびMg
5.5チ含有)にか又は粉末冶金での従来の航空宇宙用
合金への比較的に高レベルのリチウム添加、例えば、合
金2024への3チ以上のLi添加を用いることにかの
、いずれかに基づいていた。最近ではMgおよびCuの
添加が提案され、例えば、L13%以上、Cu約1.5
%、Mg約2チおよびZr約0.18%の添加である。Most At/L+ alloys proposed so far are
At/I, tzMg systems (e.g. Li2.1 and Mg
5.5 Ti) or by using relatively high levels of lithium additions to conventional aerospace alloys in powder metallurgy, e.g., 3 or more Li additions to alloy 2024. It was based on crab. Recently, addition of Mg and Cu has been proposed, for example, L13% or more, Cu about 1.5%.
%, about 2% Mg and about 0.18% Zr.
このことは合金に改善された破壊靭性を与えかつ熱間お
よび冷間加工を容易にする。This gives the alloy improved fracture toughness and facilitates hot and cold working.
発明の概要
私達は、製造およびその後の加工の容易についての付加
改善は合金のリチウム、マグネシウムおよび銅含有量を
さらに変更することによっておよび鋳造インニットから
作った熱間圧延ブランクに特定熱処理を施こすことによ
って達成できることを見出した。SUMMARY OF THE INVENTION We have discovered that additional improvements in ease of manufacture and subsequent processing can be made by further modifying the lithium, magnesium and copper content of the alloy and by subjecting hot rolled blanks made from cast innits to specific heat treatments. I discovered that this can be accomplished by rubbing.
本発明の一面によると、重量%で下記範囲の組成: リチウム 2.3 〜29 マグネシウム 0.5 〜1.0 銅 1.6 〜2.4 ジルコニウム 0.05〜0.25 チタン 0 〜0.5 マンガン O〜0.5 ニッケル 0 〜0.5 亜鉛 O〜2.0 アルミニウム 残部(付随的不純物を含む) を有するアルミニウム合金が提供される。According to one aspect of the invention, the composition ranges in weight percent: Lithium 2.3 ~ 29 Magnesium 0.5 ~ 1.0 Copper 1.6 ~ 2.4 Zirconium 0.05-0.25 Titanium 0 ~ 0.5 Manganese O~0.5 Nickel 0 ~ 0.5 Zinc O~2.0 Aluminum balance (including incidental impurities) An aluminum alloy is provided.
銅対マグネシウムの割合が従来提提案されたものよりも
非常に大きいととは望ましく、好ましい割合は約3=1
であシ、1.6:1から4.8:1まで変化してよく、
このことが受諾できる破壊靭性と共に高められた強さを
与える合金の析出強化反応を注目に値するはど改善する
ことが見出された。It is desirable that the ratio of copper to magnesium be much higher than previously proposed, with a preferred ratio of about 3=1.
It can vary from 1.6:1 to 4.8:1,
This has been found to significantly improve the precipitation strengthening behavior of the alloy giving increased strength with acceptable fracture toughness.
ジルコニウムは粒径の制御でのその知られた特性の故に
含まれ、そして、チタン、マンガン、ニッケルおよびク
ロムの一つ以上の元素の任意添加がまた粒径および再結
晶時での粒成長をも制御することになるであろう。亜鉛
の任意添加は合金の超塑性特性を高めかつ強さ貢献を与
える。Zirconium is included because of its known properties in controlling grain size, and the optional addition of one or more of the elements titanium, manganese, nickel and chromium may also control grain size and grain growth upon recrystallization. It will be controlled. The optional addition of zinc enhances the superplastic properties of the alloy and provides strength contributions.
熱間および冷間圧延のような方法による機械的変形がシ
ート又はスリップ形態での金属材料中に結晶学的に好ま
しい配向の発現を招くことはか々シ前から認められてい
た。このことはいくつかのやシ方で証明されており、そ
の多くは製品の特性にとってかなり有害である。特に、
機械的特性の異方性は、加工された又は加工されてアニ
ールされた製品の強さおよび延性がシート又はストリッ
プの面内での方向にしたがって認られるほど変化する結
果にカシ、これら特性は測定される。とれらの結果は1
000.3000又は5000系(アメリカアルミニウ
ム協会によって名づられた)の合金のような簡単なアル
ミニウムペース合金においては一般的であり、しかし航
空機構造に通常使用される2000および7000系の
アルミニラ合金においては有害な結果となることはない
。It has long been recognized that mechanical deformation by methods such as hot and cold rolling leads to the development of crystallographically preferred orientations in metallic materials in sheet or slip form. This has been proven in several ways, many of which are quite detrimental to the properties of the product. especially,
Anisotropy in mechanical properties results in the strength and ductility of a fabricated or fabricated and annealed product varying appreciably with direction in the plane of the sheet or strip; these properties are measured. be done. Torera's result is 1
000.000 is common in simple aluminum-based alloys such as the 3000 or 5000 series alloys (named by the Aluminum Institute of America), but in the 2000 and 7000 series aluminum alloys commonly used in aircraft construction. No harmful consequences.
しかしながら、アルミニウムーリチウムベース合金の開
発での実験から、合金を2000および7000系合金
に用いるのと同様な経過によって処理するときには特性
の異方性がかなりの難問となる。加えて、Fe対Stの
比の制御のような1000゜3000および5000系
合金に従来適用された異方性の制御技術はアルミニウム
ーリチウムベース合金に適用できガい、なぜならば鉄の
レベルが必然的に低く保たれているからである。したが
って、機械的特性の異方性および特に伸びを合金での許
容範囲内に制御するために特別な熱的および機械的な処
理技術を開発する必要がある。However, experiments in the development of aluminum-lithium based alloys have shown that the anisotropy of properties poses a significant challenge when the alloys are processed through processes similar to those used for the 2000 and 7000 series alloys. In addition, anisotropy control techniques traditionally applied to 1000°3000 and 5000 series alloys, such as controlling the Fe to St ratio, cannot be applied to aluminum-lithium based alloys because iron levels are This is because it is kept relatively low. Therefore, special thermal and mechanical processing techniques need to be developed to control the mechanical properties anisotropy and especially elongation within acceptable limits in the alloy.
1983年3月31日に出願しL私たちの係属中のイギ
リス出願第8308907号において、A4/Li合金
に普通に適用可能な熱処理技術を開示し、そしてこのこ
とは本発明の合金に特に適している。In our pending UK Application No. 8308907, filed on March 31, 1983, we disclose a heat treatment technique commonly applicable to A4/Li alloys, and which is particularly suitable for the alloys of the present invention. ing.
したがって、本発明が提供するシート又はストリップを
製造する方法は、(a)本発明に係るアルミニウム合金
のインゴットを1回又は多段で熱間圧延して熱間ブラン
クを作り、(b)この熱間ブランクをリチウム、マグネ
シウムおよび銅の実質的に全ておよび亜鉛を固溶体状態
にする温度・および時間にて保持し、(C)この熱間ブ
ランクを確実に冷却し;(d)冷却したブランクにさら
に熱処理を施こして固溶体中にこれら時効硬化相を析出
させ;(e)その熱処理を継続して粗粒の過時効構造を
作シ、その後に、(f)このブランクを冷間圧延してシ
ート又はストリップを形成し、このシート又はストップ
のあらゆる位置にてかつあらゆる方向においてその伸び
特性が圧延方向での伸び特性から2.0係以下だけ変化
する;を含んでなるシート又はストリップの製造方法で
ある。シート又はストリップは、そのあらゆる位置にて
かつあらゆる方向において、その引張シ強さ特性が圧延
方向での特性から25MPa (0,2%耐応力および
引張り応力)以下だけ変化する。Therefore, the method of manufacturing a sheet or strip provided by the present invention includes (a) hot rolling an ingot of the aluminum alloy according to the present invention in one or multiple stages to produce a hot blank; (C) ensuring cooling of the hot blank; (d) further heat treating the cooled blank; to precipitate these age-hardened phases in solid solution; (e) continue the heat treatment to create a coarse-grained overaged structure; and (f) cold-roll the blank to form a sheet or A method of manufacturing a sheet or strip, comprising: forming a strip, the elongation properties of which at every position and in every direction of the sheet or stop vary by a factor of 2.0 or less from the elongation properties in the rolling direction. . At every position and in every direction of the sheet or strip, its tensile strength properties vary by no more than 25 MPa (0.2% stress plus tensile stress) from the properties in the rolling direction.
熱間ブランクの初期保持温度は480℃と540℃との
間であシかつその時間は20分と120分との間で変化
し、これらはブランクの厚さおよびブランクの先行熱履
歴に依存している。熱間ブランクが480℃以下の温度
に下がったならば、このブランクは再加熱されてL i
+ Mg ! CuおよびいくらかのZrを溶体化す
る。The initial holding temperature of the hot blank is between 480°C and 540°C and the time varies between 20 and 120 minutes, depending on the thickness of the blank and the previous thermal history of the blank. ing. Once the hot blank has dropped to a temperature below 480°C, the blank is reheated to
+ Mg! Solutionize Cu and some Zr.
好ましくは、熱間ブランクは12.5■々いし3謔の厚
さである。シート又はストリップは10恒以下、好まし
くは、5wn以下の厚さであろう。望ましくは、熱間ブ
ランクは確実に冷却される。Preferably, the hot blank is 12.5 inches to 3 inches thick. The sheet or strip will be less than 10 mm thick, preferably less than 5 wn thick. Desirably, the hot blank is reliably cooled.
確実な冷却はさらの熱処理(further heat
treatment)の温度にて終わり、その結果確な
冷却ステップとさらの熱処理ステップとが一諸にされて
もよい。とのさらの熱処理は一般的に300ないし40
0℃の間の温度にて8ないし16時間の期間であろう。Reliable cooling is achieved through further heat treatment.
treatment), so that a definite cooling step and a further heat treatment step may be combined. Further heat treatment with generally 300 to 40
The period will be 8 to 16 hours at a temperature between 0°C.
ブランクのこの熱処理が冷間圧延されたシート又はスト
リップの異方性を制御するだけではなく、その後の冷間
圧延を容易にし、超塑性合金の場合にはその超塑性特性
を高める。This heat treatment of the blank not only controls the anisotropy of the cold rolled sheet or strip, but also facilitates subsequent cold rolling and, in the case of superplastic alloys, enhances its superplastic properties.
本発明を下記実施例に関連してかつ添付図面を参照して
さらに説明する。The invention will be further described in connection with the following examples and with reference to the accompanying drawings.
銅対マグネシウムの比が、従来提案された合金組成に比
べて満足できる破壊靭性の高められた強さを達成するこ
とのできる合金においては重要特色であるとわかった。The copper-to-magnesium ratio has been found to be a key feature in alloys that are able to achieve increased strength with satisfactory fracture toughness compared to previously proposed alloy compositions.
このことは、3種類の合金組成についての示差走査熱量
測定曲線を示す第1図に例証されている。2.5%L
1 +2−0%Cu 、 0.7%Mgおよび0.12
%Zrを有するアルミニウム合金についての第1曲線(
、)は約200℃および約325℃に時効ピークを示し
ている。200℃でのピークはA’7’L i3相に起
因しておシ、そして325℃でのピークはS相(At−
C11−Mg)および平衡AL/L i相の組合せ析出
に起因している。Mgについては本発明の限定より低い
2.51Li、2.0%Cu 、 0.454Mgおよ
び0.12%Zrを有するアルミニウム合金の曲線(b
)において、250℃と285℃との間に平坦な底があ
シ、これはS相の析出欠如を示している。This is illustrated in Figure 1, which shows differential scanning calorimetry curves for three alloy compositions. 2.5%L
1 +2-0%Cu, 0.7%Mg and 0.12
The first curve for aluminum alloy with %Zr (
) shows aging peaks at about 200°C and about 325°C. The peak at 200°C is due to the A'7'Li3 phase, and the peak at 325°C is due to the S phase (At-
C11-Mg) and the combinatorial precipitation of the equilibrium AL/Li phase. The curve of aluminum alloy with 2.51Li, 2.0%Cu, 0.454Mg and 0.12%Zr lower than the inventive limit for Mg (b
), there is a flat bottom between 250°C and 285°C, indicating a lack of precipitation of the S phase.
最後に、Mgについては本発明の限定よシ多い2.5%
Li、2.0%Cu、1.1%Mgおよび0.12%Z
rを有するアルミニウム合金の曲線(c)において、約
140℃にAt−Cu−Mg付加析出メカニズムが在存
する。Finally, regarding Mg, 2.5% is higher than the limitation of the present invention.
Li, 2.0% Cu, 1.1% Mg and 0.12% Z
In curve (c) for the aluminum alloy with r, an At-Cu-Mg addition precipitation mechanism exists at about 140°C.
AL/L iベース合金は変形中にすべりを分散するこ
とのないAz/Li3析出による低い延性および低い破
壊靭性を有することが良くわかっていた。本発明に係る
合金は、すべりを分散させて強さ、延性および靭性を高
めるS相の析出を極限まで増加させる。It was well established that AL/Li-based alloys have low ductility and low fracture toughness due to Az/Li3 precipitation without dispersing slip during deformation. The alloy according to the invention maximizes the precipitation of S phase which disperses slip and increases strength, ductility and toughness.
実施例1
合金組成(重量%)
リチウム 2.5
マグネシウム 0.6
銅 2.1
ジルコニウム 0.14
クロム 0.05
チタン 0.013
アルミニウム 残部(付随的な不純物を含む)合金を5
08mmX 178m300kllインゴツトとして直
接急冷鋳造方式にて鋳造した。次に、インゴットを54
0℃にて16時間均質化し、皮剥きして表面欠陥を除去
した。そして、インゴットを540℃まで再加熱し、2
5■板に熱間圧延した。Example 1 Alloy composition (wt%) Lithium 2.5 Magnesium 0.6 Copper 2.1 Zirconium 0.14 Chromium 0.05 Titanium 0.013 Aluminum Balance (including incidental impurities) Alloy 5
A 08 mm x 178 m 300 kll ingot was cast by a direct rapid cooling casting method. Next, 54 ingots
Homogenization was carried out at 0° C. for 16 hours, and surface defects were removed by peeling. Then, the ingot was reheated to 540℃, and
5. Hot rolled into a plate.
板を540℃にて1時間溶体化処理し、冷水急冷し、2
%永久伸びまで引き伸ばしそして材料の引張り強さを1
70℃での各種期間の時効後に評価した。長手引張シ特
性を比較合金2014−T651および7010−T7
651の最小規定特性レベルと比較して第2図に示す。The plate was solution-treated at 540°C for 1 hour, quenched with cold water, and
Stretch to % permanent elongation and reduce the tensile strength of the material to 1
Evaluations were made after aging at 70°C for various periods. Comparing longitudinal tensile properties of alloys 2014-T651 and 7010-T7
A comparison with the minimum specified characteristic level of 651 is shown in FIG.
合金は比較合金の最小必要条件をかなり越えた強さレベ
ルを有すると示されている。ピーク時効溶体化(170
℃にて60時間の時効)において、合金はその0.2%
耐力が同じ厚さの2014−T651板での典型的なも
のより約100MPa高くかつ引張り強さが2014−
T651板での典型的なものより約80 MPa高い。The alloy has been shown to have strength levels well in excess of the minimum requirements of comparative alloys. Peak aging solutionization (170
℃ aging for 60 hours), the alloy is 0.2%
The yield strength is about 100 MPa higher than typical for 2014-T651 plate of the same thickness and the tensile strength is 2014-
Approximately 80 MPa higher than typical for T651 plate.
さらに、合金は2014−T651よりも20%高い破
壊靭性を有することがわかった(両方の材料を完全に熱
処理された状態で試験した)。Additionally, the alloy was found to have 20% higher fracture toughness than 2014-T651 (both materials tested in their fully heat treated condition).
全ての熱処理がされた状態の合金は、全ての規定された
航空宇宙用アルミニウム合金と比較して、密度が8−1
0%低くかつ係数が10−15%高い。 以下余白
実施例2
リチウム 2.8%
マグネシウム 0.9チ
銅 1.8%
ジルコニウム Q、12q6
アルミニウム 残部(付随的な不純物を含む)合金を5
08mX 178WII300kl+インゴツトとして
直接急冷鋳造方式にて鋳造した。次に、インゴットを5
40℃にて16時間均質化し、皮剥きして表面欠陥を除
去した。そして、インゴットを540℃まで再加熱し、
5WrIn厚の熱間ブランクに熱間圧延した。All heat treated alloys have a density of 8-1 compared to all specified aerospace aluminum alloys.
0% lower and coefficient 10-15% higher. Below are blank spaces Example 2 Lithium 2.8% Magnesium 0.9T Copper 1.8% Zirconium Q, 12q6 Aluminum Balance (including incidental impurities) Alloy 5
A 08mX 178WII300kl+ ingot was cast using a direct quench casting method. Next, add 5 ingots
It was homogenized at 40° C. for 16 hours and peeled to remove surface defects. Then, the ingot was reheated to 540℃,
It was hot rolled into a hot blank with a thickness of 5WrIn.
ブランクを私達の係属中のイギリス出願第830890
7号に詳述した熱処理スケジュールに従って熱処理した
。特に、5謳厚の熱間ブランクを540℃にて1時間溶
体化処理し、空冷し、そして350℃にて16時間の過
時効処理した。Blank our pending UK Application No. 830890
The heat treatment was performed according to the heat treatment schedule detailed in No. 7. Specifically, a 5-cm thick hot blank was solution treated at 540°C for 1 hour, air cooled, and overaged at 350°C for 16 hours.
次に、ブランクを冷間圧延して厚さ範囲4冒〜0、8
wrrMで2mXimサイズのシートを必要な中間焼な
ましで生産した。圧延シートを540℃にて20分間溶
体化処理し、冷水急冷し、そして170℃にて時効した
。第1表に1.6鷹厚さシートについてT6(引き伸ば
しなし)テンノ4−およびTS(時効前に2係の引き伸
ばし)テンパーにおける時効時間による引張り特性の変
化を示し、引張り特性を長手方向および横方向について
測定した。The blank is then cold rolled to a thickness range of 4 to 0,8.
2mXim size sheets were produced in wrrM with necessary intermediate annealing. The rolled sheets were solution treated at 540°C for 20 minutes, cold water quenched, and aged at 170°C. Table 1 shows the changes in tensile properties of 1.6mm thick sheets with aging time in T6 (no stretching) Tenno 4- and TS (2nd stretch before aging) tempers, and the tensile properties were measured in the longitudinal and transverse directions. The direction was measured.
同様な特性レベルが4.Ownないし0.8霧の厚さ範
囲でのシート材料においても達成された。Similar characteristic level is 4. It has also been achieved in sheet materials in the thickness range of Own to 0.8 fog.
以下余白
0.2%PS=0.2%耐応力
TS =引張り応力
El =伸び
MPa =メガパスカル
T6条件のピーク時効において、合金は440MPaの
0.2%PS、520MPaの引張り強さおよび6−7
.5 %の伸びを達成することができる。これら特性は
最も広く使用されている高強度2000系合金(201
4−T6で0.2%耐力= 380MPa 、引張り強
さ= 440MPa、伸び=7チ、シートでの最小規定
特性)よシも注目に価するほど高い。Below margin 0.2% PS = 0.2% stress resistance TS = tensile stress El = elongation MPa = megapascal At peak aging under T6 condition, the alloy has 0.2% PS of 440 MPa, tensile strength of 520 MPa and 6- 7
.. An elongation of 5% can be achieved. These properties are the most widely used high-strength 2000 series alloy (201
4-T6 0.2% proof stress = 380 MPa, tensile strength = 440 MPa, elongation = 7 inches, minimum specified properties for sheet) are also noteworthy and high.
また、この材料はT73テンパーでの7075シートの
最小特性必要条件を越えている。This material also exceeds the minimum property requirements of 7075 sheet at T73 temper.
T8条件のピーク時効において、合金は、長手方向およ
び横手方向テストの両方で475MPaの0.2チ耐力
および535 MPaの引張シ強さを達成することがで
き、これら値は7075合金(T6テンノクー)での完
全に熱処理された最小シート規定にほぼ匹敵する。At peak aging at T8 conditions, the alloy is able to achieve a 0.2 tensile strength of 475 MPa and a tensile strength of 535 MPa in both longitudinal and transverse tests, and these values are higher than those of the 7075 alloy (T6 Tennoku). Approximately comparable to the fully heat-treated minimum sheet regulations at
T8条件のピーク時効での引張り特性を第3図に示す。Figure 3 shows the tensile properties at peak aging under T8 conditions.
第3図にて実施例1の合金の25謳板についての170
℃での時効時間での長手方向引張シ特性変化を2014
−T651および7010−T7651規定の25m板
と比較して示す。図面において、TS=引張9強さ
ps=耐力
EL=伸び
DTD5120FおよびB52L93は2つの比較合金
についての関連規定規格である。第3図に本出願の特定
組成限定内の508mmX178mm鋳造インゴットか
ら5.0憾ないし0.8 m厚さ範囲に製造されたシー
トについての0.2%耐力および引張り応力での統計的
変化を示す。これら結果から製造されたシートの大部分
は0.2チ耐力が7075−T6の0.2%耐応力最小
規定値よシ大きくかつ引張シ強さが7075−T6の最
小引張シ強さ規定レベルより約50多大きいことがわか
る。合金の下げられた密度(7075と比べて8−10
%)を考慮して、合金の比強さレベルは7075−T6
材料よシも注目に値するほど大きい。170 for 25 plates of the alloy of Example 1 in Figure 3.
Changes in longitudinal tensile properties with aging time at °C in 2014
- Shown in comparison with 25m boards specified by T651 and 7010-T7651. In the drawings, TS = Tensile 9 Strength ps = Yield Strength EL = Elongation DTD5120F and B52L93 are the relevant prescribed standards for the two comparison alloys. Figure 3 shows statistical changes in 0.2% proof stress and tensile stress for sheets manufactured in the 5.0 to 0.8 m thickness range from 508 mm x 178 mm cast ingots within the specific composition limits of the present application. . Most of the sheets manufactured from these results have a 0.2% proof stress greater than the minimum specified value of 0.2% stress resistance of 7075-T6 and a tensile strength of 7075-T6 that is at the minimum specified tensile strength of 7075-T6. It can be seen that it is about 50 times larger. Reduced density of the alloy (8-10 compared to 7075)
%), the specific strength level of the alloy is 7075-T6
The size of the material is also noteworthy.
実施例3
合金組成(重量%)
リチウム 2.39
マグネシウム 0.70
銅 1.81
ジルコニウム 0.16
チタン 0.014
アルミニウム 残部(付随的な不純物を含む)合金を直
径216wnのインゴットとして直接急冷鋳造方式にて
鋳造した。次に、インゴットを540℃にて16時間均
質化し、皮剥きして表面欠陥を除去した。Example 3 Alloy composition (wt%) Lithium 2.39 Magnesium 0.70 Copper 1.81 Zirconium 0.16 Titanium 0.014 Aluminum The balance (including incidental impurities) was made into an ingot with a diameter of 216wn and was directly quenched and cast. It was cast at. The ingot was then homogenized at 540° C. for 16 hours and peeled to remove surface defects.
インゴットを直径185wnX長さ600叫の2本に分
けた。これらを440℃まで予熱し、212咽直径チヤ
ンバを用いて押出した。1本を95爛×20m断面のダ
イを通して5 ml’m t nの速度にて押出し、そ
して他の1本を直径54−断面のダイを通して5rrL
/mlnにて押出した。The ingot was divided into two pieces with a diameter of 185 mm and a length of 600 mm. These were preheated to 440°C and extruded using a 212 diameter chamber. One was extruded through a die with a cross section of 95 mm x 20 m at a speed of 5 ml'm t n, and the other one was extruded through a die with a diameter of 54 mm and a cross section of 5 ml.
/mln.
押出したものを535℃にて1時間の溶体化処理して冷
水中で急冷した。材料を2.5%制御引き伸ばし、そし
て190℃にて16時間時効した。The extrudates were solution treated at 535° C. for 1 hour and quenched in cold water. The material was controlled 2.5% stretched and aged at 190°C for 16 hours.
引張シ試験片を押出したものの前部と後部とから取り出
した。引張シ試験の結果は次のとおりである。Tensile specimens were taken from the front and rear of the extrusion. The results of the tensile test are as follows.
これらの結果は合金が押し出形態で7075−T6強さ
レベルを達成できることを示している。These results indicate that the alloy is capable of achieving 7075-T6 strength levels in extruded form.
実施例4
合金組成(重−11%)
リチウム 2.56
マグネシウム 0.66
銅 1.98
ジルコニウム 0.12
チタン 0.026
アルミニウム 残部(付随的な不純物を含む)合金を直
径216■のインゴットとして直接急冷鋳造方式にて鋳
造した。次に、インゴットを540℃にて16時間均質
化し、皮剥きして表面欠陥を除去した。Example 4 Alloy composition (weight -11%) Lithium 2.56 Magnesium 0.66 Copper 1.98 Zirconium 0.12 Titanium 0.026 Aluminum The balance (including incidental impurities) was produced directly from the alloy as an ingot with a diameter of 216 mm. Cast using the rapid cooling casting method. The ingot was then homogenized at 540° C. for 16 hours and peeled to remove surface defects.
インゴットを480℃に予熱し、そして1100gX1
oo+矩形棒材に鍛造した。棒材を540℃にて2時間
溶体化加熱し、冷水急冷し、そして190℃にて16時
間時効した。鍛造棒材の引張り特性は次のとおりであっ
た。Preheat the ingot to 480℃, and 1100gX1
oo+ Forged into a rectangular bar. The bars were solution heated at 540°C for 2 hours, cold water quenched, and aged at 190°C for 16 hours. The tensile properties of the forged bars were as follows.
長手方向 0.2%PS = 459 MPaTS =
546 MPa
EL=6%
横方向 0.2 % PS =401 MPaTS =
468 MPa
EL=3%
これらの結果は、合金が鍛造形態で7075−T73特
性を達成できることを示している。Longitudinal direction 0.2%PS = 459 MPaTS =
546 MPa EL=6% Lateral direction 0.2% PS=401 MPaTS=
468 MPa EL=3% These results show that the alloy can achieve 7075-T73 properties in forged form.
全ての熱処理がされた状態の合金は、存在する全ての規
定された航空宇宙用アルミニウム合金と比べて、密度が
8〜10%節約されかつ係数が10〜12チ高められる
。All heat treated as-is alloys offer an 8-10% density savings and a 10-12 inch increase in modulus compared to all existing specified aerospace aluminum alloys.
シート材料の破壊靭性および疲労寿命を測定した。1.
6簡シートの長手−横(L−T)破壊靭性(Kc)が4
25 MPaの耐力値にて68.5 MPa y’F;
と測定された。425MPaの耐力値での平均L−T疲
労寿命が140 MPaの最大テスト応力にて3.14
×105サイクル(3つのサンプルの平均)と測定され
た。試験は切υ欠きなしのサンプル(xt==2.5)
について行なわれて、+0.1の応力比にて単軸張力で
テストした。The fracture toughness and fatigue life of the sheet materials were measured. 1.
Longitudinal-lateral (L-T) fracture toughness (Kc) of 6 simple sheets is 4
68.5 MPa y'F at proof stress value of 25 MPa;
was measured. Average L-T fatigue life at proof stress of 425 MPa is 3.14 at maximum test stress of 140 MPa
×105 cycles (average of 3 samples) was determined. The test was performed on a sample without notch (xt==2.5)
and tested in uniaxial tension at a stress ratio of +0.1.
合金は、本発明の上述した一面にしたがって冷間圧延前
の熱間ブランクにて熱処理された冷間圧延1.6簡シー
トで400〜700%の伸びの超塑性挙動を示すとわか
った。The alloy was found to exhibit superplastic behavior with an elongation of 400-700% in cold rolled 1.6 sheet heat treated in a hot blank prior to cold rolling in accordance with the above-described aspect of the invention.
さらに、合金の超塑性挙動は1.6−の亜鉛添加によっ
て700−以上にまでさらに高められることがわかった
。Furthermore, it was found that the superplastic behavior of the alloy was further enhanced to over 700 by addition of 1.6-Zn.
私たちは、本発明に係る合金が丸ビレツト形態に鋳造さ
れ、押出されてその結果としての引張り特性は同じ熱処
理条件でのシート材料について得られた引張シ特性より
も10〜15チ高いことをも示した。We have found that when the alloy according to the invention is cast and extruded in round billet form, the resulting tensile properties are 10 to 15 inches higher than those obtained for sheet material under the same heat treatment conditions. was also shown.
本発明に係る合金は鍛造しても容認できる特性を有する
。The alloy according to the invention has properties that are acceptable for forging.
第1図は3種類の合金組成について示差走査熱量曲線を
示す図であり、および
′ 第2図および第3図は時効時間での引張り特性の変
動および引張シ特性についての統計的データを示す図で
ある。
特許出願人
アルカンインターナショナルリミティド特許出願代理人
弁理士 青 木 朗
弁理士西舘和之
弁理士 内 1)幸 男
弁理士 山 口 昭 之
弁理士西山雅也
0.2%耐力(MPa )
Fto、2
(v!dW) 到’f4 G 平1&
手続補正書(方式)
%式%
1、事件の表示
昭和59年 特許願 第61260号
2、発明の名称
アルミニウム合金
3、補正をする者
事件との関係 特許出願人
名 称 アルカン インターナショナル リミティド4
、代理人
6、補正の対象
(1)図面
(2)明細書
7、補正の内容
(1)図面の浄書(内容に変更なし)
(2)明細書の浄書(内容に変更なし)8、添付書類の
目録
(1)浄書図面 1通
(2)浄書明細書 1通Figure 1 is a diagram showing differential scanning calorimetry curves for three types of alloy compositions, and Figures 2 and 3 are diagrams showing variations in tensile properties with aging time and statistical data on the tensile properties. It is. Patent applicant Alkan International Limited Patent agent Akira Aoki Patent attorney Kazuyuki Nishidate 1) Yukio Patent attorney Akira Yamaguchi Patent attorney Masaya Nishiyama 0.2% proof stress (MPa) Fto, 2 (v!dW) To'f4 G Hei 1 & Procedural amendment (method) % formula % 1, Indication of the case 1982 Patent application No. 61260 2, Name of the invention Aluminum alloy 3, Person making the amendment Relationship with the case Patent applicant name Alkan International Limited 4
, Agent 6, Subject of amendment (1) Drawings (2) Specification 7, Contents of amendment (1) Engraving of drawings (no change in content) (2) Engraving of specification (no change in content) 8, Attached List of documents (1) 1 copy of engraving drawings (2) 1 copy of engraving specification
Claims (1)
ルミニウム合金。 2、銅対マグネシウムの比が1.6:1と4.8:1と
の間にあり、好ましくは3:1である特許請求の範囲第
1項記載の合金。 3、工程(a) 〜(f) : (a)重量%で2.3
〜2.9%のリチウム、0.5〜1.0−のマグネシウ
ム、1.6〜2.4%の銅、0.05〜0.25−のジ
ルコニウム、0〜0.5チのチタン、0〜0.5%のマ
ンガン、0〜0.5チのニッケル、0〜0.5チのクロ
ム、O〜2.0%の亜鉛および残部のアルミニウム(付
随的不純物を含む)からなるアルミニウム合金のインが
ットを1回又は多段で熱間圧延して熱間ブランクを作り
;(b)この熱間ブランクをリチウム、マグネシウムお
よび銅の実質的に全ておよび亜鉛を固溶体状態にする温
度および時間にて保持し;(C)この熱間ブランクを確
実に冷却し;(d)冷却したブランクにさらに熱処理を
施こして固溶体中にこれら時効硬化相を析出させ;(e
)その熱処理を継続して粗粒の過時効構造を作り、その
後に、(f)このブランクを冷間圧銚してシート又はス
トリップを形成し、このシート又はストップのあらゆる
位置にてかつあらゆる方向においてその伸び特性が圧延
方向での伸び特性から2.0%以下だけ変化する:を含
んでなるシート又はストリップの製造方法。 4、前記シート又はストリップでのあらゆる位置にてか
つあらゆる方向においてその伸び特性が圧延方向での伸
び特性から25 MPa (0,2%耐応力および引張
り応力)以下だけ変化する、特許請求の範囲第3項記載
の方法。 5、前記熱間ブランクの初期保持温度はブランクの厚さ
および先の熱履歴に依存して480℃と540℃との間
でありかつその保持時間け20分と120分と間で変化
する、特許請求の範囲第3項又は第4項記載の方法。 6、前記熱間ブランクは衝風空冷によって確実に冷却さ
れる、特許請求の範囲第5項の方法。 7、 前記熱間ブランクが480℃以下の温度まで下が
ったならば、このブランクは再加熱されてLi 、 M
g 、 CuおよびいくらかのZnを特徴とする特許請
求の範囲第3項〜第6項のいずれか1項に記載の方法。 8、前記熱間ブランクは12,5瓢ないし3簡の厚さで
ある、特許請求の範囲第3項〜第7項のいずれか1項に
記載の方法。 9、前記シート又はストリップは1011III+以下
、好ましくは、5咽以下の厚さである、特許請求の範囲
第3項〜第8項のいずれか1項に記載の方法。 io、前記確実な冷却が前記さらの熱処理の温度にて終
わり、その結果前記確実外冷却ステップとさらの熱処理
ステップとが一諸にされる、特許請求の範囲第3項記載
の方法。 】1.前記さらの熱処理は300℃と400℃との間の
温度にて8かいし16時間の期間である、特許請求の範
囲第10項記載の方法。[Claims] 1. Composition in the following ranges by weight: Lithium 2.3 to 2.9 Magnesium 0.5 to 1.0 Copper 1.6 to 2.4 Zirconium 0.05 to 0.25 Titanium O -0.5 Manganese 0-0.5 Nickel 0-0.5 Chromium 0-0.5 Zinc 0-2.0 Aluminum balance (including incidental impurities). 2. An alloy according to claim 1, wherein the copper to magnesium ratio is between 1.6:1 and 4.8:1, preferably 3:1. 3. Steps (a) to (f): (a) 2.3% by weight
~2.9% lithium, 0.5-1.0% magnesium, 1.6-2.4% copper, 0.05-0.25% zirconium, 0-0.5% titanium, Aluminum alloy consisting of 0-0.5% manganese, 0-0.5% nickel, 0-0.5% chromium, 0-2.0% zinc and balance aluminum (with incidental impurities) (b) the temperature and time to bring substantially all of the lithium, magnesium and copper, and zinc into a solid solution in the hot blank; (C) reliably cool the hot blank; (d) further heat-treat the cooled blank to precipitate these age hardening phases in a solid solution; (e
) continuing the heat treatment to create a coarse-grained overaged structure, and then (f) cold-pressing the blank to form a sheet or strip, and at any location and in any direction of the sheet or stop. The elongation properties of the sheet or strip vary by 2.0% or less from the elongation properties in the rolling direction. 4. At every position and in every direction on said sheet or strip, its elongation properties vary from the elongation properties in the rolling direction by less than 25 MPa (0.2% stress plus tensile stress). The method described in Section 3. 5. The initial holding temperature of the hot blank is between 480°C and 540°C, depending on the thickness of the blank and the previous thermal history, and the holding time varies between 20 and 120 minutes; A method according to claim 3 or 4. 6. The method of claim 5, wherein the hot blank is positively cooled by blast air cooling. 7. Once the hot blank has cooled down to a temperature below 480°C, the blank is reheated to form Li, M
7. A method according to any one of claims 3 to 6, characterized in that: g, Cu and some Zn. 8. The method according to any one of claims 3 to 7, wherein the hot blank has a thickness of between 12.5 and 3 gyo. 9. A method according to any one of claims 3 to 8, wherein the sheet or strip has a thickness of less than 1011 III+, preferably less than 5 mm. 4. The method of claim 3, wherein: io, the positive cooling ends at the temperature of the further heat treatment, so that the positive external cooling step and the further heat treatment step are combined. ]1. 11. A method according to claim 10, wherein the further heat treatment is for a period of 8 to 16 hours at a temperature between 300<0>C and 400<0>C.
Applications Claiming Priority (3)
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GB8308907 | 1983-03-31 | ||
GB8308908 | 1983-03-31 | ||
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- 1984-03-30 JP JP6126084A patent/JPS602644A/en active Granted
- 1984-03-31 JP JP6224384A patent/JPS59197551A/en active Granted
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0447019B2 (en) | 1992-07-31 |
JPS6339661B2 (en) | 1988-08-05 |
ZA842381B (en) | 1984-11-28 |
JPS59197551A (en) | 1984-11-09 |
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