JPS6353236A - 高疲労強度と高靭性とを有した高強度アルミニウム合金 - Google Patents
高疲労強度と高靭性とを有した高強度アルミニウム合金Info
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- JPS6353236A JPS6353236A JP62163846A JP16384687A JPS6353236A JP S6353236 A JPS6353236 A JP S6353236A JP 62163846 A JP62163846 A JP 62163846A JP 16384687 A JP16384687 A JP 16384687A JP S6353236 A JPS6353236 A JP S6353236A
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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
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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】
本発明は、改良された疲労強度及び靭性を有する高強度
アルミニウム合金に係る。
アルミニウム合金に係る。
本発明による高強度アルミニウム合金は、鋳造し且つ場
合によっては均質化処理したアルミニウム合金に加工熱
処理を施すことによって得られる。
合によっては均質化処理したアルミニウム合金に加工熱
処理を施すことによって得られる。
例えば、プレートを垂直式半連続鋳造により形成し、こ
れを均質化処理と熱間加工（圧延、鍛造、用法き等々）
と場合によっ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、現在最高の性能を
有するものでも、楊めて大きな応力の作用下におかれし
かも多大なる信頼性が要求されるような用途、例えば航
空１１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。
れを均質化処理と熱間加工（圧延、鍛造、用法き等々）
と場合によっ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、現在最高の性能を
有するものでも、楊めて大きな応力の作用下におかれし
かも多大なる信頼性が要求されるような用途、例えば航
空１１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。
本発明の目的は、極度の応力下においても信頼して使用
し得る高強度アルミニウム合金を提供することにある。
し得る高強度アルミニウム合金を提供することにある。
本発明によれば、前記目的は、
Ｚ ｎ ６．２０重量％
Ｍ Ｏ２，４０重量％
Ｃｕ １．６１量％
Ｚｒ ０．１０重量％
Ｆｅ ０．０３重５％
Ｓ ｉ ０．０４重足％Ｍ 残
部 よりなる高強度アルミニウム合金であって、該高強度ア
ルミニウム合金が実質的に再結晶していな〉Ｘ い状態において、−路析出物が実質的に粒状体内の位置
にあり、高疲労強度と高靭性とを有した高強度アルミニ
ウム合金、及び、 Ｚ ｎ ５．９０〜６．０重蚤％５Ｏ２，１０重
量％ Ｃｕ １．５０〜１．５８重ｆｉ％Ｆｅ００２〜
００６重ω％ ３ｉ ０．０３〜０．０５車Ｍ％Ｃｒ ０
．１９ 重量％ Ｍ 残部 よりなる高強度アルミニウム合金であって、該高強度ア
ルミニウム合金が実質的に再結晶していな攻 い状態において、−磨析出物が実質的に粒状体内の位置
にあり、高疲労強度と高靭性とを有した高強度アルミニ
ウム合金により達成される。
部 よりなる高強度アルミニウム合金であって、該高強度ア
ルミニウム合金が実質的に再結晶していな〉Ｘ い状態において、−路析出物が実質的に粒状体内の位置
にあり、高疲労強度と高靭性とを有した高強度アルミニ
ウム合金、及び、 Ｚ ｎ ５．９０〜６．０重蚤％５Ｏ２，１０重
量％ Ｃｕ １．５０〜１．５８重ｆｉ％Ｆｅ００２〜
００６重ω％ ３ｉ ０．０３〜０．０５車Ｍ％Ｃｒ ０
．１９ 重量％ Ｍ 残部 よりなる高強度アルミニウム合金であって、該高強度ア
ルミニウム合金が実質的に再結晶していな攻 い状態において、−磨析出物が実質的に粒状体内の位置
にあり、高疲労強度と高靭性とを有した高強度アルミニ
ウム合金により達成される。
次に本発明の詳細な説明する。
本出願人は所定の合金に関し処理後（処理された状ｔｒ
３＞の疲労強度特性と靭性特性とを約５０％まで向上せ
しめる方法を開発した。
３＞の疲労強度特性と靭性特性とを約５０％まで向上せ
しめる方法を開発した。
この方法は以下の段階から成っている。
ａ）公知の方法により軸ＸＸ′ に沿って最初の製品
をＬｌ造する段階、 ｂ）場合により該最初の製品を均質化する段階、Ｃ）好
ましくはプレスを用いて軸Ｘｘ′ 方向の熱間すえ込
み処理にかりる段階：１え込み比（Ｘ Ｘ’ 方向の
初期長さ／最終長さ）≧１．４、ｄ）軸ｘＸ′ 方向
の熱間用法ぎ処理にかける段階：加工比（Ｘ Ｘ’
に直交する方向の初期横断面積／最終横断面積）≧１．
５、 ｅ）軸ｘｘ′ と直交方向に熱間圧縮する段階：縮小
率〔（初期横断面積−最終横断面積）／初期横断面積〕
≧１５％、 ｆ）通常の条件下で圧延、熱間押出し又は鍛造にかけ、
且つ冷間加工による応力の減少を伴いうる焼入れ及び焼
戻しの通常の操作（例えばＴ６、Ｔ６５１又はＴ６５２
）にかける段階。
をＬｌ造する段階、 ｂ）場合により該最初の製品を均質化する段階、Ｃ）好
ましくはプレスを用いて軸Ｘｘ′ 方向の熱間すえ込
み処理にかりる段階：１え込み比（Ｘ Ｘ’ 方向の
初期長さ／最終長さ）≧１．４、ｄ）軸ｘＸ′ 方向
の熱間用法ぎ処理にかける段階：加工比（Ｘ Ｘ’
に直交する方向の初期横断面積／最終横断面積）≧１．
５、 ｅ）軸ｘｘ′ と直交方向に熱間圧縮する段階：縮小
率〔（初期横断面積−最終横断面積）／初期横断面積〕
≧１５％、 ｆ）通常の条件下で圧延、熱間押出し又は鍛造にかけ、
且つ冷間加工による応力の減少を伴いうる焼入れ及び焼
戻しの通常の操作（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。
い。
熱間操作は全て該当合金の通常の熱間加工温度又は処理
温度で行なう。
温度で行なう。
熱間圧縮は従来の方法、例えば圧延、又はプレス或いは
ハンマによるｆ２造などによって実施し得る。
ハンマによるｆ２造などによって実施し得る。
但、これら特性の著しい向上は特定条件が満たされた時
にしか望めないことが判明した。即ち工具と製品間の接
触部分の長手方向の長さをａとし、変形操作前の製品の
高さ又は厚みをＨとし、且つ変形操作後の製品の高さ又
（ま厚みをｈとした場合、段階Ｃ）において、 Ｈ／ａ≦１ が成立しなければならない。
にしか望めないことが判明した。即ち工具と製品間の接
触部分の長手方向の長さをａとし、変形操作前の製品の
高さ又は厚みをＨとし、且つ変形操作後の製品の高さ又
（ま厚みをｈとした場合、段階Ｃ）において、 Ｈ／ａ≦１ が成立しなければならない。
縮小率（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。
しいことが望ましい。
鍛造の場合、変形操作を複数回行なう時は、変形部分が
互に交差するよう、即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／ａ≦１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％より大きくなるようにする。
互に交差するよう、即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／ａ≦１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％より大きくなるようにする。
実験の結果この方法によって得られる製品は合金の種類
に応じて異なる新規な構造を有することが判明した。
に応じて異なる新規な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ョンの分類に従い合金２００
０と称するグループの場合は最終製品の１次析出物が比
較的均一に分布し、この析出物は固くり、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つの粒子が同じ粒群の一部を形成する）或いは
従来の如き凝固粒状体の境界線を示すことはない。離隔
した析出物又は粒群の最大寸法は１００−を下回る（粒
群の寸法はその群を構成する粒子の最大寸法の合計に等
しい）。
０と称するグループの場合は最終製品の１次析出物が比
較的均一に分布し、この析出物は固くり、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つの粒子が同じ粒群の一部を形成する）或いは
従来の如き凝固粒状体の境界線を示すことはない。離隔
した析出物又は粒群の最大寸法は１００−を下回る（粒
群の寸法はその群を構成する粒子の最大寸法の合計に等
しい）。
アルミニウムアソシエーションの分類による合金７００
０の場合は１次析出物が実質的に（先行技術のように粒
状体（結品粒界）間の領域ではなく）粒状体内の位置に
存在する。これは得られた製品が実質的に再結晶してい
ない状態であっても変らない。
０の場合は１次析出物が実質的に（先行技術のように粒
状体（結品粒界）間の領域ではなく）粒状体内の位置に
存在する。これは得られた製品が実質的に再結晶してい
ない状態であっても変らない。
「実質的に粒状体内に位置する」とは９０％を越える析
出粒子（ｐａｒｔｉｃｕｌｅ ）が最終製品の粒状体（
（ｌｒａｉｎ ）中に存在するという意味である。
出粒子（ｐａｒｔｉｃｕｌｅ ）が最終製品の粒状体（
（ｌｒａｉｎ ）中に存在するという意味である。
また、「実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づる。
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づる。
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。
詳細に説明する。
実施例１
組成（重量％）。
Ｚ ｎ ： ６．２０． ＭＱ ： ２．４０． Ｃｕ
： １．６ 。
： １．６ 。
Ｚｒ ：０．１０． Ｆｅ ：０．０３． Ｓｉ ：０
．０４よりなる合金７０１０を半連続鋳造により１０３
０Ｘ ２７０履のプレートに成形し、これらプレートを
夫々従来の工程（Ａ）と本発明に工程（Ｂ）とに従い変
形処理した。
．０４よりなる合金７０１０を半連続鋳造により１０３
０Ｘ ２７０履のプレートに成形し、これらプレートを
夫々従来の工程（Ａ）と本発明に工程（Ｂ）とに従い変
形処理した。
工程（Ａ）は、本質的に、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８
０＃にする段階と、４７０℃で６時間溶体化処理する段
階と、冷水により急冷する段階と、２％の調節された引
張りの段階と、Ｔ ７６５１による焼戻しく即ち１１８
℃で２４時間＋ １７０℃で８時間）する段階とから成
っている。
理する段階と、熱間圧延（約４３０℃）により厚みを８
０＃にする段階と、４７０℃で６時間溶体化処理する段
階と、冷水により急冷する段階と、２％の調節された引
張りの段階と、Ｔ ７６５１による焼戻しく即ち１１８
℃で２４時間＋ １７０℃で８時間）する段階とから成
っている。
これに対し工程Ｂ（第１図参照）では先ず４７０℃で２
４時間均質化処理した後、すえ込み比１．５をもって鋳
込み方向にすえ込み処理し、水平軸の周りに１／４回転
させた後、引抜き処理して横断面積を１３８０Ｘ ３０
０ｍから３９０ Ｘ ６１０ｍｍに変化させ、次いでブ
レス（ブレス板の幅ａ＝５００ｍ＞を用い偏移させて２
回プレスして ４５０℃乃至４００℃で熱間圧縮を行な
い、最後に工程Ａの場合と同じ条１’ｌ’ｕにかけ、水
Ｃ急冷し、２％引張り力を加え、Ｔ７６５１の焼戻しに
かける。圧縮処理の各操作毎の縮小値は５０ｍｍ＜合計
１−１−ｈ／ｌ”１−＝２５．０％）である。
４時間均質化処理した後、すえ込み比１．５をもって鋳
込み方向にすえ込み処理し、水平軸の周りに１／４回転
させた後、引抜き処理して横断面積を１３８０Ｘ ３０
０ｍから３９０ Ｘ ６１０ｍｍに変化させ、次いでブ
レス（ブレス板の幅ａ＝５００ｍ＞を用い偏移させて２
回プレスして ４５０℃乃至４００℃で熱間圧縮を行な
い、最後に工程Ａの場合と同じ条１’ｌ’ｕにかけ、水
Ｃ急冷し、２％引張り力を加え、Ｔ７６５１の焼戻しに
かける。圧縮処理の各操作毎の縮小値は５０ｍｍ＜合計
１−１−ｈ／ｌ”１−＝２５．０％）である。
得られた結果を抗張力、靭性、及び疲労強度に関するＲ
緘的特性別に複数の実験の平均値として表■に示した。
緘的特性別に複数の実験の平均値として表■に示した。
この表から、抗張力特性が同等であれば、工程Ｂによる
製品の方が横方向の延性と靭性と疲労強度とにおいて１
罎めて顕著な増加を示していることがわかる。
製品の方が横方向の延性と靭性と疲労強度とにおいて１
罎めて顕著な増加を示していることがわかる。
人−工
（：Ｉ４） ｌ：長手方向
工し一：良刈横方向
ＴＣ：たＦＪ横方向
（１川：） ： ＸＮｔ１８△Ｓ １ Ｍ Ｅ
３０９−７８ａ ｌ、ｔｌｔＬ；り方向実施例２ 下記の組成をもつアルミニウムアソシエーションの分類
による合金７４７５を使用しＣ￥施例１の場合と同一サ
イズのプレートを鋳造した。
３０９−７８ａ ｌ、ｔｌｔＬ；り方向実施例２ 下記の組成をもつアルミニウムアソシエーションの分類
による合金７４７５を使用しＣ￥施例１の場合と同一サ
イズのプレートを鋳造した。
Ｚｎ：６％、 Ｍａ：２．１０％、 Ｃｕ ： １．
５５％。
５５％。
Ｃｒ ： ０．１９％、Ｆｅ：０．０６％、 Ｓｉ ：
０．０５％。
０．０５％。
最終厚み６０＃の薄板を実施例１の工程Δ及びＢに従い
製造したが、溶体化処理だけは実施例１と巽なり２段階
に分け４８０℃で３時間、５１５℃で１時間行なった。
製造したが、溶体化処理だけは実施例１と巽なり２段階
に分け４８０℃で３時間、５１５℃で１時間行なった。
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）は表■に示されている。
数回のテストの平均値）は表■に示されている。
この表から、抗張力特性が同等であれば工程Ｂによる製
品の方が疲労強度と靭性とにおいて実質的に改善されて
いることがわかる。
品の方が疲労強度と靭性とにおいて実質的に改善されて
いることがわかる。
■程△及びＢによっ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。
大して夫々第３図及び第４図に示した。
Ｌユ
実施例３
下記の組成をもつアルミニウムアソシエーションの分類
による合金２２１４を使用して実施例１の工程Ａ及び已
に従い厚み６０ ｍ！Ｒ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。
による合金２２１４を使用して実施例１の工程Ａ及び已
に従い厚み６０ ｍ！Ｒ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％、Ｍｑ：０．３８％、 ３ ｉ ：０
．８５％。
．８５％。
Ｍｎ：０．６８％、ｌ：ｅ：０．１１％抗張力特性、靭
性特性及び疲労強度特性に関する結果（数回の試験の平
均値）は表■に示されている。
性特性及び疲労強度特性に関する結果（数回の試験の平
均値）は表■に示されている。
先行技術（工程Ａ）と本発明（工程Ｂ）とによって得ら
れた合金２２１４の微細構造は２００侶に拡大して夫々
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、］：程Ｂはｍ］Ｆ￥Δに比べ漢字の如き様相をも
つ樹枝状の一次析出物の出現を阻止せしめる。
れた合金２２１４の微細構造は２００侶に拡大して夫々
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、］：程Ｂはｍ］Ｆ￥Δに比べ漢字の如き様相をも
つ樹枝状の一次析出物の出現を阻止せしめる。
ｍ
顕
の
Ｔ［：良刈横１ｊ向
ＴＣ：短寸横方向
（：Ｉ：＊） ：規格ＡＳＴＭ Ｅ ３９９−７８
ａ ＩＣｔＥｔ＝方向実施例４ 合金７４７５を用いて標準的純度の鋳造物と高純度のｖ
ｒ造物とを製造し実施例１のコー程△及びＢに従い加工
した。これらｖＩ造物は次の組成をもっ（重量％）：Ｚ
ｎ Ｃｕ Ｍｇ Ｃｒ Ｓｉ Ｆｅ鋳造物Ｎａ
１ ６．０ １．５８ ２．１０ ０，１９ ０，０５
０．ＯＧ＄８造物ＮＱ２ ５．９３ １，４９ ２．
０９ ０．１９ ０，０３ ０．０２抗張力、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）は
表ＩＶに示されている。
ａ ＩＣｔＥｔ＝方向実施例４ 合金７４７５を用いて標準的純度の鋳造物と高純度のｖ
ｒ造物とを製造し実施例１のコー程△及びＢに従い加工
した。これらｖＩ造物は次の組成をもっ（重量％）：Ｚ
ｎ Ｃｕ Ｍｇ Ｃｒ Ｓｉ Ｆｅ鋳造物Ｎａ
１ ６．０ １．５８ ２．１０ ０，１９ ０，０５
０．ＯＧ＄８造物ＮＱ２ ５．９３ １，４９ ２．
０９ ０．１９ ０，０３ ０．０２抗張力、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）は
表ＩＶに示されている。
表 ＩＶ
Ｔ１：長寸横方向
ＴＣ：短寸横方向
（林）：規格 ＡＳＴＨ［３９９−７８ａに準じた方向
第１図は厚み６０ｍから８０履のａ板を製造すべく断面
積１０３０Ｘ ２７０ ｍ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
Ｍ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ず説明図、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
行う場合の遵守すべき幾何学的条件を示り説明図であり
、第２Ｃ図中（１）は１回目の操作を示し、■は２回目
の操作を示しており、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ｍ構造（Ｂ）とを示す図、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の微細構造を示す図である
。 Ｆｌ（：、３ ＦＩＧ、５ ＦＩＧ、４ Ｆｌに、６
積１０３０Ｘ ２７０ ｍ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
Ｍ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ず説明図、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
行う場合の遵守すべき幾何学的条件を示り説明図であり
、第２Ｃ図中（１）は１回目の操作を示し、■は２回目
の操作を示しており、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ｍ構造（Ｂ）とを示す図、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の微細構造を示す図である
。 Ｆｌ（：、３ ＦＩＧ、５ ＦＩＧ、４ Ｆｌに、６
Claims (2)
- （１）Ｚｎ ６．２０重量％ Ｍｇ ２．４０重量％ Ｃｕ １．６重量％ Ｚｒ ０．１０重量％ Ｆｅ ０．０３重量％ Ｓｉ ０．０４重量％ Ａｌ 残部 よりなる高強度アルミニウム合金であって、該高強度ア
ルミニウム合金が実質的に再結晶していない状態におい
て、一次析出物が実質的に粒状体内の位置にあり、高疲
労強度と高靭性とを有した高強度アルミニウム合金。 - （２）Ｚｎ ５．９０〜６．０重量％ Ｍｇ ２．１０重量％ Ｃｕ １．５０〜１．５８重量％ Ｆｅ ０．０２〜０．０６重量％ Ｓｉ ０．０３〜０．０５重量％ Ｃｒ ０．１９重量％ Ａｌ 残部 よりなる高強度アルミニウム合金であって、該高強度ア
ルミニウム合金が実質的に再結晶していない状態におい
て、一次析出物が実質的に粒状体内の位置にあり、高疲
労強度と高靭性とを有した高強度アルミニウム合金。
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