JPS6123751A - 延性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法 - Google Patents
延性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法Info
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- JPS6123751A JPS6123751A JP14374584A JP14374584A JPS6123751A JP S6123751 A JPS6123751 A JP S6123751A JP 14374584 A JP14374584 A JP 14374584A JP 14374584 A JP14374584 A JP 14374584A JP S6123751 A JPS6123751 A JP S6123751A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は延性および靭性に優れたAl Li合金の製
造方法に関し、さらに詳しくは、ミクロamの結晶粒形
状を制御することにより延性および靭性を着しく改善し
たAl−Li合金の製造方法に関する。
造方法に関し、さらに詳しくは、ミクロamの結晶粒形
状を制御することにより延性および靭性を着しく改善し
たAl−Li合金の製造方法に関する。
[従来技術]
一般に、AlにLiをbut%程度含有させると、密度
が約3%低くなって、弾性率が約6%も増加するので、
Al−Li合金は従来のAl合金に比べて軽量化が可能
となり、現在、Liを2〜3u+L%含有させたAl合
金が主として軽量化効果の大きい航空機等の構造用材料
としての実用化か検i?Jされている。
が約3%低くなって、弾性率が約6%も増加するので、
Al−Li合金は従来のAl合金に比べて軽量化が可能
となり、現在、Liを2〜3u+L%含有させたAl合
金が主として軽量化効果の大きい航空機等の構造用材料
としての実用化か検i?Jされている。
また、Al−Li合金の上記に説明したような特性を利
用して、リニアー・モーターカーの構造材、テニスのラ
ケット等の各種のスポーツ用具、スピーカー振動板等に
も幅広い用途についてもその実用化が検討されている。
用して、リニアー・モーターカーの構造材、テニスのラ
ケット等の各種のスポーツ用具、スピーカー振動板等に
も幅広い用途についてもその実用化が検討されている。
そして、このように、Al−Li合金が広く利用されて
いくためには、より大きな低密度、高弾性化を計り、強
度および靭性等の祠料特性について、従来のAl合金と
同等以上の性能を持たせることが必要不可欠である。
いくためには、より大きな低密度、高弾性化を計り、強
度および靭性等の祠料特性について、従来のAl合金と
同等以上の性能を持たせることが必要不可欠である。
しかして、Al−Li合金の密度および弾性率は物理的
性質であるので、製造方法には影響されるところが少な
く、含有成分の含有割合、特に、Alに含有されるLi
含有量によって大きく左右され、従って、Al−Li合
金の低密度、高弾性化は主として、含有されるLi量に
より略決定される。
性質であるので、製造方法には影響されるところが少な
く、含有成分の含有割合、特に、Alに含有されるLi
含有量によって大きく左右され、従って、Al−Li合
金の低密度、高弾性化は主として、含有されるLi量に
より略決定される。
しかしなが呟Liの含有量には自ら限界があり、t、1
Lf)含有量が多過ぎると強度が飽和し、伸び等の延性
が著しく低くなり、伸びは1%以下となって実用には適
さなくなる。
Lf)含有量が多過ぎると強度が飽和し、伸び等の延性
が著しく低くなり、伸びは1%以下となって実用には適
さなくなる。
そのため、Al−Li合金において重要なことは、Li
をできるだけ多量に含有させて低密度、高弾性を計り、
かつ、優れた材料特性を得ることであるが、Al−Li
合金の特性において最も大トな問題は、得られる強度の
割には延性および靭性が劣るということである。
をできるだけ多量に含有させて低密度、高弾性を計り、
かつ、優れた材料特性を得ることであるが、Al−Li
合金の特性において最も大トな問題は、得られる強度の
割には延性および靭性が劣るということである。
[発明が解決しようとする問題点1
本発明は上記に説明したようなA I−1,、i合金に
おける特性に対する研究およびその結果の知見に基いて
なされたものであり、即ち、延性および靭。
おける特性に対する研究およびその結果の知見に基いて
なされたものであり、即ち、延性および靭。
性を改善するためには組織を制御することが最も重要で
あることの認識に基いて、最適組織としてのミクロ組織
の結晶粒形状を制御することにより優れた強度、延性お
よび靭性等の機械的性質を有する延性および靭性に優れ
たA I−L i合金の製造方法を提供するものである
。
あることの認識に基いて、最適組織としてのミクロ組織
の結晶粒形状を制御することにより優れた強度、延性お
よび靭性等の機械的性質を有する延性および靭性に優れ
たA I−L i合金の製造方法を提供するものである
。
E問題点を解決するための手段]
本発明に係る延性および靭性に優れたA I−L、 i
合金の製造方法は、 (1)Li 1.0〜5.0四t% を含有し、かつ、 Zr 0.05〜0,5wt%、 Mn 0.1’
−1,5u1%、Cr 0.05〜0,5wt%、V
0105〜0.5wt%のうちから選択した1種以上 を含有し、残部Alおよび不純物からなるAl−Li系
アルミニウム合金において鋳塊のマクロ組織の結晶粒平
均寸法を3n+m以下の鋳塊組織と腰展伸加工前に40
0〜550℃の温度で4〜48時間の均熱処理を行ない
、次いで300℃以上の温度で熱間加工を行なった後、
最終寸法に仕上げる冷間加工前の冷間加工率を60%以
下と腰 ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比
l/u+を20以」二とすることを特徴とする延性およ
び靭性に優れたAl−Li合金の製造方法を第1の発明
とし、(2) Li1.O〜5.0+++t%を含有
し、かつ、 Zr 0.050,5+llt%、Mn 0.1〜1.
5wt%、Cr 0.05〜0,5wt%、V 0.0
5〜0,5u+L%のうちから選択した1種以上 を含有し、さらに、 Mg0.5〜6.0wt%、Cu 0.5〜5,0wt
%、S i 0.2−5.O+ut%、Zn 0.5〜
7,0iut%のうちから選択した1種または2種以上
(担し、Mg 0.5〜6.0iuj%、Cu 0.5
〜5,0wt%、S i 0.2−1.5iuj%を同
時に含有する場合を除く。) を含有し、残部Alおよび不純物からなるA l−Li
系アルミニウム合金において鋳塊のマクロ組織の結晶粒
平均寸法が3m+n以下の鋳塊組織とし、展伸加工前に
400〜500℃の温度で4へ48時間の均熱処理を行
ない、次いで301) ’CI;J、上の温度で熱間加
工を行なった後、最終寸法に仕1〜げる冷間加工前の冷
間加工率を60%以下とし、ミクロ組織のサブグレンを
除く伸長粒の形状比1/田を20以上とすることを特徴
とする延性および靭性に優れたAt Li合金の製造
方法を第2の発明とする2つの発明よりなるものである
。
合金の製造方法は、 (1)Li 1.0〜5.0四t% を含有し、かつ、 Zr 0.05〜0,5wt%、 Mn 0.1’
−1,5u1%、Cr 0.05〜0,5wt%、V
0105〜0.5wt%のうちから選択した1種以上 を含有し、残部Alおよび不純物からなるAl−Li系
アルミニウム合金において鋳塊のマクロ組織の結晶粒平
均寸法を3n+m以下の鋳塊組織と腰展伸加工前に40
0〜550℃の温度で4〜48時間の均熱処理を行ない
、次いで300℃以上の温度で熱間加工を行なった後、
最終寸法に仕上げる冷間加工前の冷間加工率を60%以
下と腰 ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比
l/u+を20以」二とすることを特徴とする延性およ
び靭性に優れたAl−Li合金の製造方法を第1の発明
とし、(2) Li1.O〜5.0+++t%を含有
し、かつ、 Zr 0.050,5+llt%、Mn 0.1〜1.
5wt%、Cr 0.05〜0,5wt%、V 0.0
5〜0,5u+L%のうちから選択した1種以上 を含有し、さらに、 Mg0.5〜6.0wt%、Cu 0.5〜5,0wt
%、S i 0.2−5.O+ut%、Zn 0.5〜
7,0iut%のうちから選択した1種または2種以上
(担し、Mg 0.5〜6.0iuj%、Cu 0.5
〜5,0wt%、S i 0.2−1.5iuj%を同
時に含有する場合を除く。) を含有し、残部Alおよび不純物からなるA l−Li
系アルミニウム合金において鋳塊のマクロ組織の結晶粒
平均寸法が3m+n以下の鋳塊組織とし、展伸加工前に
400〜500℃の温度で4へ48時間の均熱処理を行
ない、次いで301) ’CI;J、上の温度で熱間加
工を行なった後、最終寸法に仕1〜げる冷間加工前の冷
間加工率を60%以下とし、ミクロ組織のサブグレンを
除く伸長粒の形状比1/田を20以上とすることを特徴
とする延性および靭性に優れたAt Li合金の製造
方法を第2の発明とする2つの発明よりなるものである
。
先ず、本発明に係る延性および靭性に優れたAl−Li
合金の製造方法において使用するA l−Li合金の含
有成分および成分割合について説明する。
合金の製造方法において使用するA l−Li合金の含
有成分および成分割合について説明する。
Liは強度を向上させ、がっ、低密度および高弾性化に
は不可欠の元素であり、含有量が1.0wL%未満では
低密度、高弾性化率か小さ過ぎ、また、5.0iuj、
%を越えて含有されると強度は飽和し、さらに、延性、
靭性が着しく低下するようになる。
は不可欠の元素であり、含有量が1.0wL%未満では
低密度、高弾性化率か小さ過ぎ、また、5.0iuj、
%を越えて含有されると強度は飽和し、さらに、延性、
靭性が着しく低下するようになる。
よって、Li含有量は1.0〜5.0wt%とする。
Zr、 Mn、 Cr、■は延性、靭性を向上させるた
めと、最終熱処理後のミクロ組織において、l/+u(
lは圧延方向の伸長粒の長さ、Wは板厚方向の伸長粒の
厚さ)を20以上とするために必要な元素であり、Zr
、Cr、 ■の含有量が0.05wt%未満、Mu 0
.1u+t%未満ではこのような効果は少なく、また、
Zr 0.5wt%、Mn 1,5iuj%、Cr 0
.5ulL%、V 0.51%を夫々越えて含有される
と巨大な晶出化合物が生成し、延性、靭性、疲労特性か
劣化し、かつ、製品としての価値を失なう。よって、Z
r含有量は0.95〜 Q、 5wt%、Mn含有量は
0.1〜1.5u+1%、Cr含有量は0.05〜0.
5iuj%、■含有量は0.05〜0.5wt%とする
。
めと、最終熱処理後のミクロ組織において、l/+u(
lは圧延方向の伸長粒の長さ、Wは板厚方向の伸長粒の
厚さ)を20以上とするために必要な元素であり、Zr
、Cr、 ■の含有量が0.05wt%未満、Mu 0
.1u+t%未満ではこのような効果は少なく、また、
Zr 0.5wt%、Mn 1,5iuj%、Cr 0
.5ulL%、V 0.51%を夫々越えて含有される
と巨大な晶出化合物が生成し、延性、靭性、疲労特性か
劣化し、かつ、製品としての価値を失なう。よって、Z
r含有量は0.95〜 Q、 5wt%、Mn含有量は
0.1〜1.5u+1%、Cr含有量は0.05〜0.
5iuj%、■含有量は0.05〜0.5wt%とする
。
M8は強度を向」、させる元素であり、含有量が
(0,5ut%未満では強度
の向上は少なく、また、6.0u+t%を越えてiut
%されると延性および靭性が低下すると共に展伸加工時
、割れが極めて生し易くなる。よって、Mg含有量は0
.5〜6,0Iut%とする。
(0,5ut%未満では強度
の向上は少なく、また、6.0u+t%を越えてiut
%されると延性および靭性が低下すると共に展伸加工時
、割れが極めて生し易くなる。よって、Mg含有量は0
.5〜6,0Iut%とする。
Cuは強度を向上させるのに不可欠の元素であり、含有
量が0,5wt%未満であれば強度不足を生じ、また、
5.0wt%を越えて含有されると延性および耐蝕性が
低下し、密度に対しても不利になる。
量が0,5wt%未満であれば強度不足を生じ、また、
5.0wt%を越えて含有されると延性および耐蝕性が
低下し、密度に対しても不利になる。
よって、Cu含有量は0.5〜5.0wt%とする。
Siは延性および靭性を損なうことなく強度を向上させ
る元素であ1)、含有量が0.2+++t%未満では強
度向上が望むことができず、また、5.01%を越えて
含有されると晶出化合物が増加して延性および靭性が低
下する。よって、Si含有量は0.2−5.0iuj%
とする。
る元素であ1)、含有量が0.2+++t%未満では強
度向上が望むことができず、また、5.01%を越えて
含有されると晶出化合物が増加して延性および靭性が低
下する。よって、Si含有量は0.2−5.0iuj%
とする。
Znは強度を向上させるん素であり、含有量が0.5w
t%未満では強度が不足し、また、7.0wt%を越え
て含有されると延性、靭性および耐蝕性が低下し、密度
に対しても不利となる。よって、Zn含有量は、0.5
〜7.0wt%とする。
t%未満では強度が不足し、また、7.0wt%を越え
て含有されると延性、靭性および耐蝕性が低下し、密度
に対しても不利となる。よって、Zn含有量は、0.5
〜7.0wt%とする。
以上説明した含有成分の外にTiおよびFeを含有させ
ることができ、以下これらについで説明すTiは鋳塊の
マクロ組織を3mm以下にするために不可欠な元素であ
り、含有量が0.005111t%未満ではこのような
効果を達成することができず、また、0.11%を越え
て含有されると晶出化合物が増加して延性および靭性な
劣化させる。よって、Ti含有量は0.005〜0.1
ust%とする。このTiは、単独でもTi−Bの共存
でも良い。
ることができ、以下これらについで説明すTiは鋳塊の
マクロ組織を3mm以下にするために不可欠な元素であ
り、含有量が0.005111t%未満ではこのような
効果を達成することができず、また、0.11%を越え
て含有されると晶出化合物が増加して延性および靭性な
劣化させる。よって、Ti含有量は0.005〜0.1
ust%とする。このTiは、単独でもTi−Bの共存
でも良い。
Feは含有量が0.3u+t%を越えるとAl−Fe系
の晶出物が増加し、延性、靭性および疲労特性が低下す
るようになる。よって、Fe含有量は0.3u+t%以
下に規制しなければならない。
の晶出物が増加し、延性、靭性および疲労特性が低下す
るようになる。よって、Fe含有量は0.3u+t%以
下に規制しなければならない。
次に、本発明に係る構造用アルミニウム合金の製造方法
について説明する。
について説明する。
上記に説明した含有成分および成分割合のアルミコンム
合金鋳塊を、その鋳塊のマクロ組織の結晶粒平均寸法を
31以下の鋳塊組織とするのであるが、これは、この結
晶粒が3■より大きいと、結晶粒界に析出する化合物が
粗大で不均一に分布するようになり、それが最終製品に
まで残存して延性および靭性を劣化させるようになるか
らである。 ゛ 続いて、展伸加工前に均熱処理を行なうのであるが、4
00〜500℃の温度で4〜48時間行なうことにより
、その後の圧延条件との組合せにより上記に説明したよ
うな1/Ill〉 20が初めて達成できる。そして、
均熱温度が400℃未満、均熱時間が4時間未満ではZ
r、 Mn、Cr、■系の析出物の微細均一が充分でな
く、また、均熱温度が500℃、均熱時間が48時間を
越えると析出物が粗大化して岨維の再結晶化が防止でき
ず、I /w≧20が維持できなくなる。。
合金鋳塊を、その鋳塊のマクロ組織の結晶粒平均寸法を
31以下の鋳塊組織とするのであるが、これは、この結
晶粒が3■より大きいと、結晶粒界に析出する化合物が
粗大で不均一に分布するようになり、それが最終製品に
まで残存して延性および靭性を劣化させるようになるか
らである。 ゛ 続いて、展伸加工前に均熱処理を行なうのであるが、4
00〜500℃の温度で4〜48時間行なうことにより
、その後の圧延条件との組合せにより上記に説明したよ
うな1/Ill〉 20が初めて達成できる。そして、
均熱温度が400℃未満、均熱時間が4時間未満ではZ
r、 Mn、Cr、■系の析出物の微細均一が充分でな
く、また、均熱温度が500℃、均熱時間が48時間を
越えると析出物が粗大化して岨維の再結晶化が防止でき
ず、I /w≧20が維持できなくなる。。
この灼熱処理後に、300℃以−トの温度で熱間加工を
行なうのであり、301’) ’C未)μJの温度では
均熱処理が上記に説明した範囲において行なわれても、
ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比l/w≧
20を達成することができない。
行なうのであり、301’) ’C未)μJの温度では
均熱処理が上記に説明した範囲において行なわれても、
ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比l/w≧
20を達成することができない。
次に行なう最終寸法に仕上げる冷間加工前の冷間加工率
を60%以下とし、この冷開加工率か60%より高くな
ると、最終熟熱処理後のミクロ組織の伸長粒の形状比l
/ iu≧2()を達成できず、この冷開加工率は、
均熱処理条件、熱間加工温度が上記説明した本発明に係
る延性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法に
おける範囲を外れると、30〜40%以下としなければ
ならず、冷間圧延率を大きくすることができず製造上不
利であり、即ち、冷間加工率60%は均熱処理条件、熱
間加工温度を上記説明したよう“な限定された条件によ
って初めて達成されるものである。
を60%以下とし、この冷開加工率か60%より高くな
ると、最終熟熱処理後のミクロ組織の伸長粒の形状比l
/ iu≧2()を達成できず、この冷開加工率は、
均熱処理条件、熱間加工温度が上記説明した本発明に係
る延性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法に
おける範囲を外れると、30〜40%以下としなければ
ならず、冷間圧延率を大きくすることができず製造上不
利であり、即ち、冷間加工率60%は均熱処理条件、熱
間加工温度を上記説明したよう“な限定された条件によ
って初めて達成されるものである。
また、上記説明においてミクロkpmのサブグレンを除
く伸長粒の形状比1/u+(Iは圧延方向の伸長粒の長
さ、Wは板厚方向の伸長粒の厚さ)を20以上とする理
由が示されているが、さらに説明すると、Al−1,、
、i合金は極めて粒界破壊を起し易い合金で金り、これ
が延性および靭性を低下させる最大の原因であり、いま
、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比がl/
u+ < 2(Jとあまり伸長されていない場合は、
クラックは粒界を容易に通過し易くなり、はぼ全面的な
粒界破壊が生じ、延性および靭性が低下することになる
が、しかし、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形
状比がI/Ill>20と細長く伸長されているとクラ
ックの伝播経路が長くなるのと、伝播経路が長くなり過
ぎると粒内を進行した方が有利となり、粒界破壊の割合
が減少することになり、延性および靭性が向上する。
く伸長粒の形状比1/u+(Iは圧延方向の伸長粒の長
さ、Wは板厚方向の伸長粒の厚さ)を20以上とする理
由が示されているが、さらに説明すると、Al−1,、
、i合金は極めて粒界破壊を起し易い合金で金り、これ
が延性および靭性を低下させる最大の原因であり、いま
、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比がl/
u+ < 2(Jとあまり伸長されていない場合は、
クラックは粒界を容易に通過し易くなり、はぼ全面的な
粒界破壊が生じ、延性および靭性が低下することになる
が、しかし、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形
状比がI/Ill>20と細長く伸長されているとクラ
ックの伝播経路が長くなるのと、伝播経路が長くなり過
ぎると粒内を進行した方が有利となり、粒界破壊の割合
が減少することになり、延性および靭性が向上する。
[実施例1
本発明に係る延性および靭性に優れたAl−Li合金の
製造方法の実施例を説明する。
製造方法の実施例を説明する。
実施例
第1表に示す含有成分および成分割合のアルミニウム合
金をLiの酸化を防止するためにArffスの不活性ガ
ス雰囲気で溶製し、鋳造し−た鋳塊を面間し、第2表(
1)に示す製造条件で均熱処理→熱間圧延(冷間圧延後
の最終板厚が6m+nとなるように、冷間圧延率を考慮
した板厚とした。)→中間焼鈍(400℃×2時間)→
冷間圧延→6mmの板厚の圧延材を得た。
金をLiの酸化を防止するためにArffスの不活性ガ
ス雰囲気で溶製し、鋳造し−た鋳塊を面間し、第2表(
1)に示す製造条件で均熱処理→熱間圧延(冷間圧延後
の最終板厚が6m+nとなるように、冷間圧延率を考慮
した板厚とした。)→中間焼鈍(400℃×2時間)→
冷間圧延→6mmの板厚の圧延材を得た。
この圧延材を、520℃X60分の溶体化処理を行ない
、常温の水に焼入れ、次いで、焼入歪を取るために2%
のストレッチを行ない、150〜190℃で熱処理を行
なった。
、常温の水に焼入れ、次いで、焼入歪を取るために2%
のストレッチを行ない、150〜190℃で熱処理を行
なった。
最大強度が得られた時の材料特性とその時の1/lI+
の値を第2表(1)に示す。
の値を第2表(1)に示す。
なお、材料特性については第2表(2)に示す。
この第2表(2)から明らかなように、本発明に係る延
性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法による
材料は、比較例に比して機械的性質の耐力については同
等かそれ以上であり、伸びは2倍〜5倍もあり、さらに
破壊靭性値も遥かに高いことがわかる。
性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法による
材料は、比較例に比して機械的性質の耐力については同
等かそれ以上であり、伸びは2倍〜5倍もあり、さらに
破壊靭性値も遥かに高いことがわかる。
[発明の効果1
以上説明したように、本発明に係る延性および靭性に優
れたAl−Li合金の製造方法は上記の構成を有してい
るものであるから、製造された材料は優れた機械的性質
を有しており、特に、延性および展性に極めて優れた性
質を有しているものである。
れたAl−Li合金の製造方法は上記の構成を有してい
るものであるから、製造された材料は優れた機械的性質
を有しており、特に、延性および展性に極めて優れた性
質を有しているものである。
Claims (2)
- (1)Li1.0〜5.0wt% を含有し、かつ、 Zr0.05〜0.5wt%、Mn0.1〜1.5wt
%、Cr0.05〜0.5wt%、V0.05〜0.5
wt%のうちから選択した1種以上 を含有し、残部Alおよび不純物からなるAl−Li系
アルミニウム合金において鋳塊のマクロ組織の結晶粒平
均寸法を3mm以下の鋳塊組織とし、展伸加工前に40
0〜550℃の温度で4〜48時間の均熱処理を行ない
、次いで300℃以上の温度で熱間加工を行なった後、
最終寸法に仕上げる冷間加工前の冷間加工率を60%以
下とし、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比
l/wを20以上とすることを特徴とする延性および靭
性に優れたAl−Li合金の製造方法。 - (2)Li1.0〜5.0wt% を含有し、かつ、 Zr0.05〜0.5wt%、Mn0.1〜1.5wt
%、Cr0.05〜0.5wt%、V0.05〜0.5
wt%のうちから選択した1種以上 を含有し、さらに、 Mg0.5〜6.0wt%、Cu0.5〜5.0wt%
、Si0.2〜5.0wt%、Zn0.5〜7.0wt
%のうちから選択した1種または2種以上 (担し、Mg0.5〜2.0wt%、Cu0.5〜3.
0wt%、Si0.2〜1.5wt%を同時に含有する
場合を除く。) を含有し、残部Alおよび不純物からなるAl−Li系
アルミニウム合金において鋳塊のマクロ組織の結晶粒平
均寸法が3mm以下の鋳塊組織とし、展伸加工前に40
0〜500℃の温度で4〜48時間の均熱処理を行ない
、次いで300℃以上の温度で熱間加工を行なった後、
最終寸法に仕上げる冷間加工前の冷間加工率を60%以
下とし、ミクロ組織のサブグレンを除く伸長粒の形状比
l/wを20以上とすることを特徴とす延性および靭性
に優れたAl−Li合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14374584A JPS6123751A (ja) | 1984-07-11 | 1984-07-11 | 延性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14374584A JPS6123751A (ja) | 1984-07-11 | 1984-07-11 | 延性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6123751A true JPS6123751A (ja) | 1986-02-01 |
Family
ID=15346026
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14374584A Pending JPS6123751A (ja) | 1984-07-11 | 1984-07-11 | 延性および靭性に優れたAl−Li合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6123751A (ja) |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62241261A (ja) * | 1986-04-10 | 1987-10-21 | Hitachi Ltd | 2次電池用l1合金電極およびその製造方法 |
JPS62297433A (ja) * | 1986-06-18 | 1987-12-24 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 構造用Al―Cu―Mg―Li系アルミニウム合金材料の製造方法 |
JPS63206445A (ja) * | 1986-12-01 | 1988-08-25 | コマルコ・アルミニウム・エルティーディー | アルミニウム−リチウム三元合金 |
JPH02259051A (ja) * | 1989-03-31 | 1990-10-19 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 異方性の少ないAl―Li―Mg系超塑性板の製造方法 |
JPH02259049A (ja) * | 1989-03-31 | 1990-10-19 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 異方性の少ないAl―Li―Cu―Mg系超塑性板の製造方法 |
JPH02259050A (ja) * | 1989-03-31 | 1990-10-19 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 異方性の少ないAl―Li―Cu系超塑性板の製造方法 |
WO1998037250A1 (en) * | 1997-02-24 | 1998-08-27 | The Secretary Of State For Defence | Aluminium-lithium alloys |
US8118950B2 (en) | 2007-12-04 | 2012-02-21 | Alcoa Inc. | Aluminum-copper-lithium alloys |
-
1984
- 1984-07-11 JP JP14374584A patent/JPS6123751A/ja active Pending
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JPH0259859B2 (ja) * | 1986-06-18 | 1990-12-13 | Sumitomo Light Metal Ind | |
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GB2338491A (en) * | 1997-02-24 | 1999-12-22 | Secr Defence | Aluminium-lithium alloys |
GB2338491B (en) * | 1997-02-24 | 2000-11-08 | Secr Defence | Aluminium-lithium alloys |
US6991689B2 (en) | 1997-02-24 | 2006-01-31 | Qinetiq Limited | Aluminium-lithium alloys |
US8118950B2 (en) | 2007-12-04 | 2012-02-21 | Alcoa Inc. | Aluminum-copper-lithium alloys |
US9587294B2 (en) | 2007-12-04 | 2017-03-07 | Arconic Inc. | Aluminum-copper-lithium alloys |
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