JPS6350414B2 - - Google Patents
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- JPS6350414B2 JPS6350414B2 JP58119444A JP11944483A JPS6350414B2 JP S6350414 B2 JPS6350414 B2 JP S6350414B2 JP 58119444 A JP58119444 A JP 58119444A JP 11944483 A JP11944483 A JP 11944483A JP S6350414 B2 JPS6350414 B2 JP S6350414B2
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- hot
- axis
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- aluminum alloy
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Forging (AREA)
- Metal Extraction Processes (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、高強度アルミニウム合金に熱機械的
処理を施すことによつて、その疲労強度および靭
性を向上させる方法に係る。本発明の熱機械的処
理は、アルミニウム合金の鋳造物又はその均質化
処理したものに加えられる。 例えば、プレートを垂直半連続式鋳造により形
成し、これらを均質化処理と熱間加工（圧延、鍛
造、押出し等々）と場合によつては冷間加工とに
かけ、その後焼入れし焼戻すなど従来の製法で製
造した合金は、現在最も品質の高いものでも、極
めて大きな応力の作用下におかれしかも高信頼性
が要求されるような用途、例えば航空機、宇宙開
発、弾道弾等々の分野に使用するには靭性と疲労
強度とがまだ十分ではない。 本出願人は所定の合金に関し、処理後には、疲
労強度と靭性とを約50％まで向上せしめ得る方法
を開発した。 この方法は以下の段階から成つている (a) 公知の方法により軸XX′に沿つて高強度アル
ミニウム合金を鋳造する段階、 (b) 任意に該鋳造物を均質化する段階、 (c) 好ましくはプレスを用いて軸XX′方向の熱間
アツプセツト処理（hot upsetting）にかける
段階：アツプセツト比（軸XX′方向の初期長
さ／最終長さ）1.4、 (d) 軸XX′方向の熱間引抜き処理（hot
drawing）にかける段階：加工比（軸XX′に直
交する方向の初期断面積／最終断面積）1.5、 (e) 軸XX′と直交方向に熱間圧縮（hot
compressing）する段階：縮小比〔（初期断面
積−最終断面積）／初期断面積〕15％、 (f) 通常の条件下で圧延、熱間押出し、鋳造又は
ダイイング（型鋳造、matricage）等にかけ、
且つ冷間加工による応力の減少を伴うこともあ
る焼入れ又は焼戻し（例えばT6、T651又は
T652）にかける段階。 均質化処理は段階(e)と(f)との間で実施してもよ
い。 熱間操作は全て該当合金の通常の熱間加工温度
又は熱間処理温度で行なう。 熱間圧縮は通常の方法、例えば圧延、又はプレ
ス或いはハンマによる鋳造などによつて実施し得
る。 しかし、本発明合金の特性の著しい向上は特定
条件が満たされた時に達成され得ることが判明し
た。即ち、工具と鋳造合金との接触部分の長手方
向の長さとをａとし、変形前の鋳造合金の高さ又
は厚みをＨとし、且つ変形後の高さ又は厚みをｈ
とした場合、段階(e)において Ｈ／ａ１ が成立しなければならない。 縮小比（Ｈ−ｈ）／Ｈは20％を越えるか又はこれに 等しいことが望ましい。 鋳造の場合、変形を複数の操作回数に分けて行
なう時は、変形部分がたがいに交差するよう、す
なわち操作の各回毎に変形部分が長手方向へ約
ａ／２ずつずれるよう実施するとよい。この場合各 回の操作はいずれも条件Ｈ／ａ１が満たされるよ うに実施する。合計変形率は15％より大きく、好
ましくは20％より大きい。 実験の結果、この方法によつて得られる製品は
合金の種類に応じて異なる新規の構造を有するこ
とが判明した。 アルミニウムアソシエーシヨンの分類で合金
2000のグループの場合は、最終製品に１次析出物
（primary precipitate）が比較的均一に分布し、
これは堅く緻密な非樹枝状の形状をしている。こ
れら析出物は各々が比較的離れた状態にあり、多
少とも直線状の粒群を形成したり（２個の粒子間
の距離が大きい方の粒子の寸法より小さい値かそ
れと同じである場合には、これら２つの粒子が１
つの粒群を形成する）或いは凝固粒界の境界線を
示すことはない。各析出物又は粒群の最大寸法は
100μmを下回る（粒群の寸法はその群を構成する
粒の最大寸法の合計に等しい）。 アルミニウムアソシエーシヨンの分類で合金
7000のグループの場合は、１次析出物が本質的に
（先行技術のように結晶粒間ではなく）結晶粒内
に存在する。これは得られた製品が本質的に再結
晶していない状態であつても変らない。 「本質的に結晶粒内に存在する」とは、90％を
越える析出粒子が最終製品の結晶粒（grain）中
に存在するという意味である。 また、「本質的に再結晶していない状態である」
とは、最終製品の再結晶した構造部分が最大でも
体積の10％にしかすぎないことを意味する。 以下の実施例と添付図面とに基づき本発明の方
法をより詳細に説明する。 実施例 １ 次の組成（重量％） Zn：6.20、Mg：2.40、Cu：1.6、 Zr：0.10、Fe：0.03、Si：0.04、 をもつ合金7010を、半連続式鋳造により1030×
270mmのプレートに成形し、これらプレートを従
来の工程(A)と本発明の工程(B)とに従い変形処理し
た。 工程(A)は、470℃で24時間均質化処理する段階
と、熱間圧延（約430℃）により厚みを80mmにす
る段階と、470℃で６時間溶体化処理する段階と、
冷水より急冷する段階と、２％の調節された引張
りの段階と、T7651による焼戻し（118℃で24時
間＋170℃で８時間）する段階とから成つている。 これに対し工程Ｂ（第１図参照）では先ず470℃
で24時間均質化処理した後、鋳込み方向にアツプ
セントし、（アツプセツト比は1.5）、水平軸の回
りに１／４回転させた後、引抜き処理して断面積を 1380×300mmから390×610mmに変化させ、次いで
プレス（作用面の幅ａ＝500mm）を用い２回の操
作に分けて450℃乃至400℃で熱間圧縮を行ない、
最後に工程Ａの場合と同じく、熱間圧延により厚
みを80mmにし、溶体化処理にかけ、水で急冷し、
２％引張り力を加え、T7651の焼戻しにかける。
前記熱間圧縮処理の各操作ごとの圧縮値は50mm
（合計Ｈ−ｈ／Ｈ＝25.6％）である。 上記工程Ａ又は工程Ｂの処理後、各プレートの
引張強度、靭性、及び疲労強度に関する機械的特
性を測定した、その結果（複数の実験の平均値）
を表Ｉに示した。 この表から、引張り強度が同等であれば、工程
Ｂ後のプレートの方が横方向延性と靭性と疲労強
度とにおいて秀れた特性を有していることがわか
る。
処理を施すことによつて、その疲労強度および靭
性を向上させる方法に係る。本発明の熱機械的処
理は、アルミニウム合金の鋳造物又はその均質化
処理したものに加えられる。 例えば、プレートを垂直半連続式鋳造により形
成し、これらを均質化処理と熱間加工（圧延、鍛
造、押出し等々）と場合によつては冷間加工とに
かけ、その後焼入れし焼戻すなど従来の製法で製
造した合金は、現在最も品質の高いものでも、極
めて大きな応力の作用下におかれしかも高信頼性
が要求されるような用途、例えば航空機、宇宙開
発、弾道弾等々の分野に使用するには靭性と疲労
強度とがまだ十分ではない。 本出願人は所定の合金に関し、処理後には、疲
労強度と靭性とを約50％まで向上せしめ得る方法
を開発した。 この方法は以下の段階から成つている (a) 公知の方法により軸XX′に沿つて高強度アル
ミニウム合金を鋳造する段階、 (b) 任意に該鋳造物を均質化する段階、 (c) 好ましくはプレスを用いて軸XX′方向の熱間
アツプセツト処理（hot upsetting）にかける
段階：アツプセツト比（軸XX′方向の初期長
さ／最終長さ）1.4、 (d) 軸XX′方向の熱間引抜き処理（hot
drawing）にかける段階：加工比（軸XX′に直
交する方向の初期断面積／最終断面積）1.5、 (e) 軸XX′と直交方向に熱間圧縮（hot
compressing）する段階：縮小比〔（初期断面
積−最終断面積）／初期断面積〕15％、 (f) 通常の条件下で圧延、熱間押出し、鋳造又は
ダイイング（型鋳造、matricage）等にかけ、
且つ冷間加工による応力の減少を伴うこともあ
る焼入れ又は焼戻し（例えばT6、T651又は
T652）にかける段階。 均質化処理は段階(e)と(f)との間で実施してもよ
い。 熱間操作は全て該当合金の通常の熱間加工温度
又は熱間処理温度で行なう。 熱間圧縮は通常の方法、例えば圧延、又はプレ
ス或いはハンマによる鋳造などによつて実施し得
る。 しかし、本発明合金の特性の著しい向上は特定
条件が満たされた時に達成され得ることが判明し
た。即ち、工具と鋳造合金との接触部分の長手方
向の長さとをａとし、変形前の鋳造合金の高さ又
は厚みをＨとし、且つ変形後の高さ又は厚みをｈ
とした場合、段階(e)において Ｈ／ａ１ が成立しなければならない。 縮小比（Ｈ−ｈ）／Ｈは20％を越えるか又はこれに 等しいことが望ましい。 鋳造の場合、変形を複数の操作回数に分けて行
なう時は、変形部分がたがいに交差するよう、す
なわち操作の各回毎に変形部分が長手方向へ約
ａ／２ずつずれるよう実施するとよい。この場合各 回の操作はいずれも条件Ｈ／ａ１が満たされるよ うに実施する。合計変形率は15％より大きく、好
ましくは20％より大きい。 実験の結果、この方法によつて得られる製品は
合金の種類に応じて異なる新規の構造を有するこ
とが判明した。 アルミニウムアソシエーシヨンの分類で合金
2000のグループの場合は、最終製品に１次析出物
（primary precipitate）が比較的均一に分布し、
これは堅く緻密な非樹枝状の形状をしている。こ
れら析出物は各々が比較的離れた状態にあり、多
少とも直線状の粒群を形成したり（２個の粒子間
の距離が大きい方の粒子の寸法より小さい値かそ
れと同じである場合には、これら２つの粒子が１
つの粒群を形成する）或いは凝固粒界の境界線を
示すことはない。各析出物又は粒群の最大寸法は
100μmを下回る（粒群の寸法はその群を構成する
粒の最大寸法の合計に等しい）。 アルミニウムアソシエーシヨンの分類で合金
7000のグループの場合は、１次析出物が本質的に
（先行技術のように結晶粒間ではなく）結晶粒内
に存在する。これは得られた製品が本質的に再結
晶していない状態であつても変らない。 「本質的に結晶粒内に存在する」とは、90％を
越える析出粒子が最終製品の結晶粒（grain）中
に存在するという意味である。 また、「本質的に再結晶していない状態である」
とは、最終製品の再結晶した構造部分が最大でも
体積の10％にしかすぎないことを意味する。 以下の実施例と添付図面とに基づき本発明の方
法をより詳細に説明する。 実施例 １ 次の組成（重量％） Zn：6.20、Mg：2.40、Cu：1.6、 Zr：0.10、Fe：0.03、Si：0.04、 をもつ合金7010を、半連続式鋳造により1030×
270mmのプレートに成形し、これらプレートを従
来の工程(A)と本発明の工程(B)とに従い変形処理し
た。 工程(A)は、470℃で24時間均質化処理する段階
と、熱間圧延（約430℃）により厚みを80mmにす
る段階と、470℃で６時間溶体化処理する段階と、
冷水より急冷する段階と、２％の調節された引張
りの段階と、T7651による焼戻し（118℃で24時
間＋170℃で８時間）する段階とから成つている。 これに対し工程Ｂ（第１図参照）では先ず470℃
で24時間均質化処理した後、鋳込み方向にアツプ
セントし、（アツプセツト比は1.5）、水平軸の回
りに１／４回転させた後、引抜き処理して断面積を 1380×300mmから390×610mmに変化させ、次いで
プレス（作用面の幅ａ＝500mm）を用い２回の操
作に分けて450℃乃至400℃で熱間圧縮を行ない、
最後に工程Ａの場合と同じく、熱間圧延により厚
みを80mmにし、溶体化処理にかけ、水で急冷し、
２％引張り力を加え、T7651の焼戻しにかける。
前記熱間圧縮処理の各操作ごとの圧縮値は50mm
（合計Ｈ−ｈ／Ｈ＝25.6％）である。 上記工程Ａ又は工程Ｂの処理後、各プレートの
引張強度、靭性、及び疲労強度に関する機械的特
性を測定した、その結果（複数の実験の平均値）
を表Ｉに示した。 この表から、引張り強度が同等であれば、工程
Ｂ後のプレートの方が横方向延性と靭性と疲労強
度とにおいて秀れた特性を有していることがわか
る。
【表】
実施例 ２
下記の組成をもつアルミニウムアソシエーシヨ
ンの分類による合金7475を使用して、実施例１の
場合と同一サイズのプレートを鋳造した。 Zn：６％、Mg：2.10％、Cu：1.55％、 Cr：0.19％、Fe：0.06％、Si：0.05％ 最終厚み60mmの薄板を実施例１の工程Ａ及びＢ
に従い製造したが、溶体化処理だけは実施例１と
異なり、２段階に分けて480℃で３時間、515℃で
１時間行なつた。 引張り強度、靭性及び疲労強度の機械的特性に
関して得られた結果（数回のテストの平均値）を
表に示す。 この表から、引張り強度が同等であれば、工程
Ｂの後の薄板の方が遥に秀れた疲労強度と靭性特
性とを有することがわかる。 工程ＡおよびＢによつて得られた微細構造を
100倍に拡大して夫々第３図及び第４図に示した。
ンの分類による合金7475を使用して、実施例１の
場合と同一サイズのプレートを鋳造した。 Zn：６％、Mg：2.10％、Cu：1.55％、 Cr：0.19％、Fe：0.06％、Si：0.05％ 最終厚み60mmの薄板を実施例１の工程Ａ及びＢ
に従い製造したが、溶体化処理だけは実施例１と
異なり、２段階に分けて480℃で３時間、515℃で
１時間行なつた。 引張り強度、靭性及び疲労強度の機械的特性に
関して得られた結果（数回のテストの平均値）を
表に示す。 この表から、引張り強度が同等であれば、工程
Ｂの後の薄板の方が遥に秀れた疲労強度と靭性特
性とを有することがわかる。 工程ＡおよびＢによつて得られた微細構造を
100倍に拡大して夫々第３図及び第４図に示した。
【表】
実施例 ３
下記の組成をもつアルミニウムアソシエーシヨ
ンの分類による合金2214を使用して、実施例１の
工程Ａ及びＢに従い厚み60mmの薄板を製造した。
但、最終処理は実施例１と異なり、T651に準じ
た。 Cu：4.40％、Mg：0.38％、Si：0.85％、Mn：
0.66％、Fe：0.11％ 引張り強度、靭性及び疲労強度に関する結果
（数回の試験の平均値）を表に示す。 工程Ａおよび本発明の工程Ｂによつて得られた
合金2214の微細構造を200倍に拡大して夫々第５
図及び第６図に示した。これらの図から明らかな
ように、工程Ｂは工程Ａに比べると、樹枝状の１
次析出物の発生が著しく少ない。
ンの分類による合金2214を使用して、実施例１の
工程Ａ及びＢに従い厚み60mmの薄板を製造した。
但、最終処理は実施例１と異なり、T651に準じ
た。 Cu：4.40％、Mg：0.38％、Si：0.85％、Mn：
0.66％、Fe：0.11％ 引張り強度、靭性及び疲労強度に関する結果
（数回の試験の平均値）を表に示す。 工程Ａおよび本発明の工程Ｂによつて得られた
合金2214の微細構造を200倍に拡大して夫々第５
図及び第６図に示した。これらの図から明らかな
ように、工程Ｂは工程Ａに比べると、樹枝状の１
次析出物の発生が著しく少ない。
【表】
実施例 ４
合金7475を用いて標準的純度の鋳造物と高純度
の鋳造物とを製造し、実施例１の工程Ａ及びＢに
従い加工した。これら鋳造物は次の組成をもつ。 （重量％）：Zn Cu Mg Cr Si Fe 鋳造物No.１ 6.0 1.58 2.10 0.19 0.05 0.06 鋳造物No.２ 5.93 1.49 2.09 0.19 0.03 0.02 引張り強度、靭性及び疲労強度に関する機械的
特性（数回の試験の平均値）を表に示す。
の鋳造物とを製造し、実施例１の工程Ａ及びＢに
従い加工した。これら鋳造物は次の組成をもつ。 （重量％）：Zn Cu Mg Cr Si Fe 鋳造物No.１ 6.0 1.58 2.10 0.19 0.05 0.06 鋳造物No.２ 5.93 1.49 2.09 0.19 0.03 0.02 引張り強度、靭性及び疲労強度に関する機械的
特性（数回の試験の平均値）を表に示す。
【表】
第１図は厚み60乃至80mmの薄板を製造すべく断
面積1030×270mmのプレートを初期変形処理にか
ける場合の工程を示す説明図であり、第１図中寸
法はmmで示されており、第２ａ図は圧延を行なう
場合に遵守すべき幾何学的条件を示す説明図、第
２ｂ図及び第２ｃ図は夫々鍛造を１回の操作で行
なう場合と数回に分けて行なう場合の幾何学的条
件を示す説明図であり、第２ｃ図中１は１回目の
操作を示し、２は２回目の捜査を示しており、第
３図及び第４図は夫々先行技術により処理した合
金7475の微細構造(A)と本発明により処理した同合
金の微細構造(B)とを示す説明図、第５図及び第６
図は夫々先行技術(A)と本発明(B)とにより処理した
合金2214の微細構造を示す説明図である。
面積1030×270mmのプレートを初期変形処理にか
ける場合の工程を示す説明図であり、第１図中寸
法はmmで示されており、第２ａ図は圧延を行なう
場合に遵守すべき幾何学的条件を示す説明図、第
２ｂ図及び第２ｃ図は夫々鍛造を１回の操作で行
なう場合と数回に分けて行なう場合の幾何学的条
件を示す説明図であり、第２ｃ図中１は１回目の
操作を示し、２は２回目の捜査を示しており、第
３図及び第４図は夫々先行技術により処理した合
金7475の微細構造(A)と本発明により処理した同合
金の微細構造(B)とを示す説明図、第５図及び第６
図は夫々先行技術(A)と本発明(B)とにより処理した
合金2214の微細構造を示す説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 高強度アルミニウム合金を軸XX′方向に鋳造
し、軸XX′方向に熱間アツプセツトし（軸XX′方
向の初期長さ／最終長さで表わされるアツプセツ
ト比は1.4以上）、軸XX′方向に熱間引抜き処理し
（初期断面積／最終断面積で表わされる加工比は
1.5以上）、軸XX′に直交する軸方向に熱間圧縮し
（初期断面積−最終断面積／初期断面積で表わさ
れる縮小比が15％以上）、次いで軸XX′方向に熱
間変形加工することからなり、前記熱間圧縮段階
において、アルミニウム合金及び工具間の長手方
向接触長さ(a)に対するアルミニウム合金の厚み
（Ｈ）の比を１より小さくするか又は１に等しく
させることを特徴とする、高強度アルミニウム合
金の疲労強度及び靭性を向上させる方法。 ２ プレス又はハンマによる熱間圧縮処理を複数
の操作回数に分けて行ない、変形部分の位置を各
回毎に長手方向へａ／２ずつずらすことを特徴とす る特許請求の範囲第１項に記載の方法。 ３ 熱間圧縮時の縮小比が20％より大きいことを
特徴とする特許請求の範囲第１項又は第２項に記
載の方法。 ４ アルミニウム合金の均質化処理を、熱間アツ
プセツトの直前に行なうか、又は熱間圧縮の直後
で熱間変形加工の前に当たる時点で行なうことを
特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第３項のい
ずれかに記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR8211963A FR2529578B1 (fr) | 1982-07-02 | 1982-07-02 | Procede pour ameliorer a la fois la resistance a la fatigue et la tenacite des alliages d'al a haute resistance |
| FR8211963 | 1982-07-02 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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