JPH02259051A - 異方性の少ないＡｌ―Ｌｉ―Ｍｇ系超塑性板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は超塑性変形が可能であるＡｌ−Ｌｉ系合金板を
製造する方法に関し、さらに詳しくは高温で変形速度が
極めて高いひずみ速度範囲で、異方性が少なく超塑性変
形が安定して可能なＡｌ−Ｌｉ−Ｍｇ系超塑性アルミニ
ウム合金板を、鍛造あるいは鍛造後圧価することにより
製造する方法に関するものである。

［従来の技術〕 航空機用アルミニウム合金板は、機体の軽量化のために
、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の２０２４合金板やＡｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ−Ｃｕ系の７０７５合金板がら密度の低いＡｌ−Ｌ
ｉ系合金板に移行しつつある。

また、成形加工技術の而も、従来のロールフォーミング
やプレス成形（板金加工）したものを組立て接合などを
行う方法から一体化加工が可能な超塑性成形が取り入れ
られている。

超塑性成形法は、複雑な形状の製品を一度で成形するこ
とができるため、部品の接合部が少なく、軽量化が可能
となり、また、組立て工数も少なく、製造コストの低減
をもたらす方法である。

このため超塑性変形が可能なＡｌ−Ｌｉ系合金材料が要
求されている。

従来、Ａｌ−Ｌｉ系合金としては、Ａｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−
Ｍｇ−Ｚｒ系の８０９０合金とＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ
系の２０９０合金が、国際的に登録されている。このう
ちＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍ　ｇ　−Ｚ　ｒ系合金の超塑性
変形を得るために、均質化処理温度、熱間加工温度、中
間焼鈍温度および冷間加工度を規制する方法が提案され
ている。（特開昭６２−１７０４６２） しかし、これらの合金において比較的高いひずみ速度範
囲で超塑性変形が安定して可能な材料がなく、このよう
な材料の開発が強く要望されていた。

［発明が解決しようとする課題］ これらのＡｌ−Ｌｉ系合金の鋳造は困難であり、鋳塊に
結晶粒界の偏析が多く生じたり、巣等の欠陥が多く存在
したりする。このため、従来同じ方法で製造しても超塑
性性能、特に異方性に大きなばらつきが見られることが
あった。

このようなばらつきは超塑性成形時に問題となるため、
実用の際には充分な超塑性特性を有するとともに性能の
ばらつきの少ない材料の開発が必要となってきている。

本発明は加工工程に鍛造を採用することにより、鋳塊に
存在する巣等の欠陥を潰し、鋳造時の結晶粒界を壊して
均一な加工組織とすることによって、後の工程での析出
状態を安定化させ、高いひずみ速度にて異方性の少ない
成形に充分な超塑性特性を得る方法を提供するものであ
る。

［課題を解決するための手段］ 本発明による異方性の少ない超塑性アルミニウム合金板
の製造方法は、前記１」的を達成するため、下記のとお
りに構成される。

（１）　Ｌ　ｉ　　１．０〜４．０％、Ｍ　ｇ　０．０
５〜４，０％、Ｚ　ｒ　Ｏ，０５〜０．２０％、Ｔ　ｉ
　Ｏ，０１〜０．１０％を含有し、残部Ａｌおよび不可
避不純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で
溶解、鋳造後、４５０〜５４０℃の温度において１〜５
０時間の一段または多段の均質化処理を行い、その後２
２０〜４５０℃の温度で鍛造し、さらに２２０〜４００
℃で圧延することを特徴とする異方性の少ないＡｌ−Ｌ
ｉ　−Ｍｇ系超塑性板の製造方法。

（２）　Ｌ　ｉ　　１．０〜４．０％、Ｍ　ｇ　Ｏ，０
５〜４．０％、Ｚ　ｒ　０．０５〜０．２０％、Ｔ　ｉ
　Ｏ，０１〜０．１０％を含有し、残部Ａｌおよび不可
避不純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で
溶解し、鋳造後、４５０〜５４０℃の温度において１〜
５０時間の一段または多段の均質化処理を行い、その後
鍛造の前後に２２０〜４００℃で１〜１５０時間の析出
処理を行い、２２０〜４５０℃の温度で鍛造し、さらに
２２０〜４００℃で圧延することを特徴とする異方性の
少ないＡｌ−Ｌｉ−Ｍｇ系超塑性板の製造方法。

［作　用］ Ａｌ−Ｌｉ系超塑性材料は、従来の７４７５合金系超塑
性材料と異なり、動的再結晶により微細再結晶粒を形成
させ超塑性変形する性質をもつために、高温まで安定な
下部組織を有する材料が得られるのである。

本発明はＡｌ−Ｌｉ　−Ｍｇ系合金の超塑性特性を安定
化させるための製造方法に関するものであり、以下成分
を限定した理由について述べる。

Ｌｌ；超塑性成形後の合金材の強度向上と軽量化に効果
がある。この効果は１．０％より少ないと得られず、４
．０％を越えると熱間鍛造加工性が悪くなる。

Ｍｇ、材料の強度を増すために必要な成分で、０．０５
％より少ないと所定の強度を満たすことができない。ま
た、４．０％を越えると熱間鍛造加工性が低下する。

Ｚｒ；合金材の再結晶を抑制する効果がある。

０．０５％より少ないと最終焼鈍で再結晶が容易に生じ
、下部組織を安定化させることが困難となり、超塑性特
性が得られにくい。

また、０．２０％を越えると通常の鋳造法では巨大化合
物を晶出しやすくなり、後の加工性が低下する。

Ｔｉ；素材合金に鋳造組織の微細化を与える効果がある
。この効果は０．０１％より少ないと得られず、０．１
０％より多いと巨大化合物が晶出しやすくなる。

次に製造条件について述べる。

均質化処理； 均質化処理はＬｉ、Ｍｇなどの溶質原子の粒界偏析を少
なくし、成分を均一化する効果がある。４５０℃未満で
はその効果がなく、５４０℃を越えるとＺｒなどの再結
晶抑制元素が安定相として析出し、それらの元素のもつ
効果が少なくなる。また、１時間未満では成分均一化の
効果が少なく、５０時間を越えるとその効果が飽和する
ため、経済的な点で意味がない。４２０℃程度で一旦ス
テップ加熱すると良い。

鍛造； 鍛造は鋳塊組織を壊し、組織を均質化する効果がある。

鍛造温度が２２０℃未満ではδ′相が析出し、加工性が
低下するため割れが生じ易くなる。４５０℃を越えると
溶質原子の再固溶が生じ、材料が硬くなるため加工欠陥
が生じ易くなる。鍛造加工度が１０％未満では組織均質
化の効果がなく、９０％以上では効果が飽和する。

鍛造は鋳塊組織を壊し、組織を均質化することを目的と
しているので、１軸方向のみの鍛造よりも２〜３軸方向
の鍛造の方が効果が非常に大きいことは容易に理解され
るべき点である。この場合、軸とは、鋳塊における１の
方向（例えば鋳込方向）、上記１つの方向にほぼ直角の
方向、および上記２つの方向にほぼ直角の方向を指すも
のとする。

圧延温度； 圧延温度が２２０〜４００℃であるのはこの温度域が本
系合金の第２相（ＴＩ、Ｔ２、δ相）の析出温度であり
、この温度範囲で圧延すると安定な下部組織が形成され
る。

析出処理； ２２０〜４００℃の１〜５０時間の析出処理を熱間加工
の前あるいは熱間加工中に行うと、δ相などの第２相が
均一に析出し、この第２相近傍で多重すべりが生じて、
安定な下部組織が形成されやすい。また、粒内に均一に
析出するために粒内変形が容易になり、熱間加工割れを
生じることが少ない。析出処理時間が１時間より短いと
熱間加工前の析出状態によっては熱間加工割れを生じる
ことがある。

また、１５０時間を越えるとその効果は飽和する。この
析出処理は鋳塊の均質化熱処理中に行っても、熱間加工
中に行っても同じ効果が得られる。

［実施例］ Ａｌ−２，４％Ｌｉ−０，９％Ｍ　ｇ　−０，１％Ｚｒ
−０，０５％Ｔｉ合金をアルゴンガス雰囲気中で溶解し
、厚さ　１００ｍｍ、横２００ｍａ＋　％長さ３００ｍ
ｌ１１の鋳塊に鋳造後、表に示すように、均質化処理し
た後、厚さ４０ｍｍまで鍛造後、片面５ｍｍの面側を両
面について行い、１２＋ａｍまで通常の圧延を行い、そ
の後表の所定の温度でひずみ速度２．２８−１で厚さ　
１．５＋ｎｍまで圧延を行った。なお、厚さ４０ｍｍか
らの圧延は、１〜３パス毎に圧延開始温度に再加熱して
行った。超塑性伸びを調べるために、得られた材料から
圧延方向と圧延直角方向に試験片を切り出し、これにつ
いて５００℃で１．０×１０’Ｓ’のひずみ速度で引張
試験を行い、圧延方向と圧延直角方向とについてその伸
びを測定した。本発明の評価基準は、超塑性伸びとその
異方性とで判断し、圧延方向と圧延直角方向の伸びが共
に３００％以上であって、また圧延方向の伸びの圧延直
角方向の伸びに対する比（異方性）が２以下のものを合
格とし、総合評価としてＯとした。これらの結果を、表
に示した。

本発明の製造条件により製造された発明例は、いずれも
伸びは３００％以上であり、異方性も　２以下である。

しかし、比較例の Ｎｏ、１３は、鍛造および析出処理を行わずに均質化処
理後４００℃で温間圧延を行ったものであり、圧延直角
方向の伸びが１４０％と低く、また、伸びの異方性も２
．５７と高くなった。

Ｎｏ、１４は、鍛造を行わずに熱間圧延前に４００”Ｃ
Ｘ　２４時間の析出処理を行ったものであるが、やはり
圧延方向の伸びが１００％と低く、また、伸びの異方性
も２．８０と高くなった。

Ｎｏ、Ｉ５は、鍛造温度が４７０℃と発明範囲よりも高
く、圧延前に４００’ＣＸ　２４時間の析出処理を行っ
たとしても、圧延直角方向の伸びが１７０％と低く、ま
た伸びの異方性も４．４１％と高くなった。

Ｎｏ、１８は、鍛造温度が２００℃と発明範囲よりも低
く、鍛造工程で割れが発生したので試験を中断した。

Ｎｏ、１７は、析出処理温度が２００℃と発明の範囲よ
りも低く、圧延工程で割れが発生したので試験を中断し
た。

Ｎｏ、１ｇは、熱間圧延温度が２００℃と発明の範囲よ
りも低く、圧延工程で割れが発生したので試験を中断し
た。

Ｎｏ、１９は、析出処理温度が４５０℃と発明の範囲よ
りも高く、圧延直角方向の伸びが１２０％と低く、伸び
の異方性も２．９１と高くなった。

Ｎｏ、２０は、熱間圧延温度が４５０℃と発明範囲より
も高く、伸びの異方性が３．６９と高くなった。

Ｎｏ、２１は、均質化処理温度が５６０℃と発明範囲よ
りも高く鋳塊加熱時に共晶融解を生じたので試験を中断
した。

Ｎｏ、２２は、均質化処理温度が４２０℃と発明範囲よ
りも低く、圧延時に熱間割れを生じたので試験を中断し
た。

Ｎｏ、２３は、均質化処理時間が０．５時間と発明範囲
よりも短く、圧延時に熱間割れを生じたので試験を中断
した。

Ｎｏ、２４は、均質化処理時間を７２時間と長くしたも
のであるが、超塑性および異方性の効果は飽和するため
、発明の範囲から外した。

［発明の効果］ 本発明の製造方法によれば、以下のような効果が得られ
る。

本発明の方法により製造されたＡｌ−Ｌｉ−Ｍｇ合金板
は、従来の超塑性アルミニウム合金板（例えば７４７５
合金等）よりも変形速度を一桁大きくして、安定な超塑
性成形を行うことができ、航空機や車輌および自動車な
どの複雑な形状の部品を容品に製造することが可能とな
る。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｌｉ１．０〜４．０％、Ｍｇ０．０５〜４．０％
   、Ｚｒ０．０５〜０．２０％、Ｔｉ０．０１〜０．１０
   ％を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアル
   ミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解、鋳造後、４５０
   〜５４０℃の温度において１〜５０時間の一段または多
   段の均質化処理を行い、その後２２０〜４５０℃の温度
   で鍛造し、さらに２２０〜４００℃で圧延することを特
   徴とする異方性の少ないＡｌ−Ｌｉ−Ｍｇ系超塑性板の
   製造方法。
2. （２）Ｌｉ１．０〜４．０％、Ｍｇ０．０５〜４．０％
   、Ｚｒ０．０５〜０．２０％、Ｔｉ０．０１〜０．１０
   ％を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアル
   ミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解し、鋳造後、４５
   ０〜５４０℃の温度において１〜５０時間一段または多
   段の均質化処理を行い、その後鍛造の前後に２２０〜４
   ００℃で１〜１５０時間の析出処理を行い、２２０〜４
   ５０℃の温度で鍛造し、さらに　２２０〜４００℃で圧
   延することを特徴とする異方性の少ないＡｌ−Ｌｉ− Ｍｇ系超塑性板の製造方法。