JPH01272742A - 低密度アルミニウム合金団結物品及びその製造方法 - Google Patents
低密度アルミニウム合金団結物品及びその製造方法Info
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- JPH01272742A JPH01272742A JP63067998A JP6799888A JPH01272742A JP H01272742 A JPH01272742 A JP H01272742A JP 63067998 A JP63067998 A JP 63067998A JP 6799888 A JP6799888 A JP 6799888A JP H01272742 A JPH01272742 A JP H01272742A
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Classifications
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- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は低い密度をもつアルミニウム合金団結物品に関
する。より詳細には本発明は溶融物から急速に固化させ
、次いで熱的機械的に加工して高い延性（靭性）および
高い引張強さ対密度比（比強度）の組合せをもつ構造部
材となすことができるアルミニウムーリチウム−ジルコ
ニウム合金を粉末冶金で団結した物品に関する。
する。より詳細には本発明は溶融物から急速に固化させ
、次いで熱的機械的に加工して高い延性（靭性）および
高い引張強さ対密度比（比強度）の組合せをもつ構造部
材となすことができるアルミニウムーリチウム−ジルコ
ニウム合金を粉末冶金で団結した物品に関する。
本発明は低密度アルミニウムーリチウム−ジルコニウム
合金団結物品（Ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ ａｒｔｉｅ
ｌｅ）を製造する方法を提供する。この方法は、本質的
に式Ａ１ｂ、Ｉ Ｚｒ＆Ｌｉ６ ＭｇｃＴｄ（式中Ｔは
Ｃｕ、Ｓｉ、 Ｓｃ、 Ｔｉ、Ｖ、Ｈｆ、 Ｂｅ、 Ｃ
ｒ、 Ｍｎ、 Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉよりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素であり、“ａ″は約０．２
５〜２重量％、“ｂ”は約２．７〜５重量％、“Ｃ”は
約０．５〜８重量％、“ｄ”は０．５〜５重量％であり
、Ａ ’ｂａｔは残部のアルミニウムである）からなる
低密度アルミニウムーリチウム−ジルコニウム合金より
なる粒子を互いに圧縮する工程を含む、この合金はセル
質樹枝状の微粒子性過飽和一次アルミニウム合金固溶体
相を母相とし、そこに成分元素のフィラメント状金属間
化合物相を均一に分散させたものである。これらの金属
間化合物相は約１１００ｎを越えない幅員を有する。粉
砕した合金粒子を圧縮工程中での金属間化合物相の粗大
化を最少限に抑えるため、約４００℃を越えない温度に
加熱する。圧縮した合金を約５００〜５５０℃の温度で
約０．５〜５時間の熱処理により溶体化し、約０〜８０
℃に保持した流動体洛中で急冷し、所望により約１００
〜２５０℃の温度で約１〜４０時間時効させる。
合金団結物品（Ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ ａｒｔｉｅ
ｌｅ）を製造する方法を提供する。この方法は、本質的
に式Ａ１ｂ、Ｉ Ｚｒ＆Ｌｉ６ ＭｇｃＴｄ（式中Ｔは
Ｃｕ、Ｓｉ、 Ｓｃ、 Ｔｉ、Ｖ、Ｈｆ、 Ｂｅ、 Ｃ
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ばれる少なくとも１種の元素であり、“ａ″は約０．２
５〜２重量％、“ｂ”は約２．７〜５重量％、“Ｃ”は
約０．５〜８重量％、“ｄ”は０．５〜５重量％であり
、Ａ ’ｂａｔは残部のアルミニウムである）からなる
低密度アルミニウムーリチウム−ジルコニウム合金より
なる粒子を互いに圧縮する工程を含む、この合金はセル
質樹枝状の微粒子性過飽和一次アルミニウム合金固溶体
相を母相とし、そこに成分元素のフィラメント状金属間
化合物相を均一に分散させたものである。これらの金属
間化合物相は約１１００ｎを越えない幅員を有する。粉
砕した合金粒子を圧縮工程中での金属間化合物相の粗大
化を最少限に抑えるため、約４００℃を越えない温度に
加熱する。圧縮した合金を約５００〜５５０℃の温度で
約０．５〜５時間の熱処理により溶体化し、約０〜８０
℃に保持した流動体洛中で急冷し、所望により約１００
〜２５０℃の温度で約１〜４０時間時効させる。
本発明の団結物品は実質的に均一に分散した金属間化合
物の析出物を含むアルミニウム固溶体から構成される独
特のミクロ組織をもつ、これらの析出物は本質的にその
最大径が約２０ｎｍよりも大きくない微細な金属間化合
物から構成される。さらに本発明の物品は約２．６ｇ／
ｍ１を越えない密度と、少なくとも約５００ＭＰａの極
限引張強さならびに伸び約５％の極限破断点引張歪をも
つくすべて室温、約２０℃での測定値）。
物の析出物を含むアルミニウム固溶体から構成される独
特のミクロ組織をもつ、これらの析出物は本質的にその
最大径が約２０ｎｍよりも大きくない微細な金属間化合
物から構成される。さらに本発明の物品は約２．６ｇ／
ｍ１を越えない密度と、少なくとも約５００ＭＰａの極
限引張強さならびに伸び約５％の極限破断点引張歪をも
つくすべて室温、約２０℃での測定値）。
従って本発明では、高い強度、靭性および低い密度とい
う組合せをもつ団結物品に成形可能な独特なアルミニウ
ム系合金を利用する。又本発明に係る該合金を団結する
方法は、ジルコニウムに富む合金内で金属間化合物相が
粗大化するのを可及的に抑制して団結物品の延性を高め
、かつアルミニウム固溶体相に保有されるジルコニウム
の量を最大限に高めて団結物品の強度ならびに硬度を高
めるのに有利な方法である。その結果、本発明の物品は
低い密度、高い強度、高い弾性率、良好な延性および熱
安定性という有利な組合せをもつ。
う組合せをもつ団結物品に成形可能な独特なアルミニウ
ム系合金を利用する。又本発明に係る該合金を団結する
方法は、ジルコニウムに富む合金内で金属間化合物相が
粗大化するのを可及的に抑制して団結物品の延性を高め
、かつアルミニウム固溶体相に保有されるジルコニウム
の量を最大限に高めて団結物品の強度ならびに硬度を高
めるのに有利な方法である。その結果、本発明の物品は
低い密度、高い強度、高い弾性率、良好な延性および熱
安定性という有利な組合せをもつ。
この種の合金は自動車、航空機、または宇宙船などの用
途に要求される。約２００℃までの中温にさらされる軽
量構造部品に特に有用である。
途に要求される。約２００℃までの中温にさらされる軽
量構造部品に特に有用である。
本発明は、以下の本発明の好ましい実施態様についての
詳細な記述および添付図面によってさらによく理解され
、また他の利点も明らかになる。
詳細な記述および添付図面によってさらによく理解され
、また他の利点も明らかになる。
第１ａ図は押出により団結物品に成形され、’ （Ａム
Ｌｉ、Ｚｒ）相により析硬化した本発明の代表的合金Ａ
ｌ ４ Ｌｉ １．５Ｃｕ−１，５Ｍｇ ０．５
２ｒの透過型電子顕微鏡写真（ＴＥＭ）を示す。
Ｌｉ、Ｚｒ）相により析硬化した本発明の代表的合金Ａ
ｌ ４ Ｌｉ １．５Ｃｕ−１，５Ｍｇ ０．５
２ｒの透過型電子顕微鏡写真（ＴＥＭ）を示す。
第１ｂ図は第１ａ図の物品の電子回折図を示す。
第１ｃ図は第１ａ図に示した合金の後方散乱Ｘ線エネル
ギースペクトルを示す。
ギースペクトルを示す。
第２図はＡｌ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，
５２ｒから構成される引張り試験用試験片の一部の透過
型電子顕微鏡写真を示す。
５２ｒから構成される引張り試験用試験片の一部の透過
型電子顕微鏡写真を示す。
第３図は溶体化処理条件下における合金Ａｌ−４Ｌｉ−
３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，４５２ｒに関する温度の関数
としての強度および破断点のびのプロットを示す。
３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，４５２ｒに関する温度の関数
としての強度および破断点のびのプロットを示す。
本発明では本質的に式Ａｌｂ＆ＩＺｒ、 ＬｉｂＭｇｃ
Ｔｄ（式中ＴはＣｕ、 Ｓｉ、 Ｓｅ、 Ｔｉ、Ｖ、Ｈ
ｆ、 Ｂｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉよりな
る群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、“ａ”
は約０．２５〜２重量％、“ｂ″は約２．７〜５重量％
、“Ｃ″は約０．５〜８重量％、“ｄ”は約０．５〜５
重量％であり、Ａ １ｂ＊１は残部のアルミニウムであ
る）からなる低密度アルミニウム系合金を利用する。
Ｔｄ（式中ＴはＣｕ、 Ｓｉ、 Ｓｅ、 Ｔｉ、Ｖ、Ｈ
ｆ、 Ｂｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉよりな
る群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、“ａ”
は約０．２５〜２重量％、“ｂ″は約２．７〜５重量％
、“Ｃ″は約０．５〜８重量％、“ｄ”は約０．５〜５
重量％であり、Ａ １ｂ＊１は残部のアルミニウムであ
る）からなる低密度アルミニウム系合金を利用する。
これらの合金は特定量のリチウムとマグネシウムを含有
し、高い強度と低い密度をもつ、さらにこれらの合金は
延性や破壊靭性を向上させるための二次元素を含む、銅
などの元素は優れた析出硬化挙動を与えるために用いら
れ、ケイ素や遷移金属元素などは、約２００℃までの中
温で良好な熱安定性を得るために用いられる。好ましく
は約０．４重量％程度の少量のジルコニウムは、熱的機
械的加工に際して粒子境界を繋止（ピンニング）するこ
とによって粒径を制御するために用いられる。好ましい
合金では約３〜４．５重量％のＬｉ、約１．５〜３重量
％のＣｕおよび約６重量％までのＭｇも含む。
し、高い強度と低い密度をもつ、さらにこれらの合金は
延性や破壊靭性を向上させるための二次元素を含む、銅
などの元素は優れた析出硬化挙動を与えるために用いら
れ、ケイ素や遷移金属元素などは、約２００℃までの中
温で良好な熱安定性を得るために用いられる。好ましく
は約０．４重量％程度の少量のジルコニウムは、熱的機
械的加工に際して粒子境界を繋止（ピンニング）するこ
とによって粒径を制御するために用いられる。好ましい
合金では約３〜４．５重量％のＬｉ、約１．５〜３重量
％のＣｕおよび約６重量％までのＭｇも含む。
本発明の合金は希望する組成の溶融物を少なくとも約１
０”Ｃ／秒の速度で、移動している冷却鋳造面上にて急
冷、固化させることにより製造される。鋳造面はたとえ
ばチルロールの外面、または鋳造用エンドレスベルトの
冷却面であってもよい。
０”Ｃ／秒の速度で、移動している冷却鋳造面上にて急
冷、固化させることにより製造される。鋳造面はたとえ
ばチルロールの外面、または鋳造用エンドレスベルトの
冷却面であってもよい。
好ましくは、少なくとも約９，０００フイ一ト／分（２
７５０＊／分）の速度で移動し、希望する冷却速度で均
一に急冷される鋳造面により、厚さ約３０〜４０μ−の
鋳造合金ストリップが得られる。この種のストリップは
用いる鋳造法および鋳造装置に応じて幅４インチ以上で
あってもよい、適切な鋳造法には、たとえばジェット鋳
造法や、スロット型オリフィスを通して鋳造する平面流
鋳造法が含まれる。ストリップは不活性雰囲気、たとえ
ばアルゴン雰囲気中で鋳造され、ストリップの分離は高
速の鋳造面と共に移動する高速の境界層を反らすなどし
て行われる境界層を分離することにより、鋳造されるス
トリップが鋳造面と接触保持され、要求される急冷速度
で冷却される。適切な分離手段には鋳造面周囲における
真空装置、および境界層の動きを妨げる機械的装置が含
まれる。他の急速固化法、たとえば溶融噴霧および急冷
法も、これらの方法により少なくとも約１０”Ｃ／秒の
均一な急冷速度が得られる限り、非ストリップ状の本発
明合金を製造するために用いることができる。
７５０＊／分）の速度で移動し、希望する冷却速度で均
一に急冷される鋳造面により、厚さ約３０〜４０μ−の
鋳造合金ストリップが得られる。この種のストリップは
用いる鋳造法および鋳造装置に応じて幅４インチ以上で
あってもよい、適切な鋳造法には、たとえばジェット鋳
造法や、スロット型オリフィスを通して鋳造する平面流
鋳造法が含まれる。ストリップは不活性雰囲気、たとえ
ばアルゴン雰囲気中で鋳造され、ストリップの分離は高
速の鋳造面と共に移動する高速の境界層を反らすなどし
て行われる境界層を分離することにより、鋳造されるス
トリップが鋳造面と接触保持され、要求される急冷速度
で冷却される。適切な分離手段には鋳造面周囲における
真空装置、および境界層の動きを妨げる機械的装置が含
まれる。他の急速固化法、たとえば溶融噴霧および急冷
法も、これらの方法により少なくとも約１０”Ｃ／秒の
均一な急冷速度が得られる限り、非ストリップ状の本発
明合金を製造するために用いることができる。
適切な急冷条件下では、本発明の合金は均一なセル質樹
枝状の微粒子性過飽和一次アルミニウム合金固溶体相中
に分散した成分元素のきわめて微細な金属間化合物相を
含む独特のミクロ組織をもつ（第１図）０本発明の目的
のためには“セル”は黒色のフィラメント性領域の延長
により不規則に“分割された”ものとして見ることがで
きる、比較的淡色の部分である。アルミニウム合金固溶
体相のセル寸法は約０．５μ−よりも大きくはなく、金
属間化合物相（黒色のフィラメント性領域）の幅は約１
０ｏｎｍよりも大きくはなく、好ましくは約１．０〜５
０ｎｍの範囲にある。
枝状の微粒子性過飽和一次アルミニウム合金固溶体相中
に分散した成分元素のきわめて微細な金属間化合物相を
含む独特のミクロ組織をもつ（第１図）０本発明の目的
のためには“セル”は黒色のフィラメント性領域の延長
により不規則に“分割された”ものとして見ることがで
きる、比較的淡色の部分である。アルミニウム合金固溶
体相のセル寸法は約０．５μ−よりも大きくはなく、金
属間化合物相（黒色のフィラメント性領域）の幅は約１
０ｏｎｍよりも大きくはなく、好ましくは約１．０〜５
０ｎｍの範囲にある。
上記ミクロ組織をもつ合金は一般の粉末冶金法を用いて
団結物品を成形するために特に有用である。これらの方
法には直接粉末圧延、真空高温圧縮、押出しプレスまた
は鍛造プレス中におけるブラインドダイ圧縮、直接また
は間接押出、衝撃鍛造、衝撃押出、ならびにこれらの組
合せが含まれる０合金は約−６０〜２００メツシユの適
切な粒径に微粉砕後、ジルコニウムに富む金属間化合物
相の粗大化を最小限に抑えるごとく約１０−’Ｔｏｒｒ
（１，３３ＸＩＯ−”Ｐａ）以下、好ましくは約１０−
’Ｔｏｒｒの真空中で、約４００℃を越えない温度、好
ましくは約３７５℃で合金で圧縮される。
団結物品を成形するために特に有用である。これらの方
法には直接粉末圧延、真空高温圧縮、押出しプレスまた
は鍛造プレス中におけるブラインドダイ圧縮、直接また
は間接押出、衝撃鍛造、衝撃押出、ならびにこれらの組
合せが含まれる０合金は約−６０〜２００メツシユの適
切な粒径に微粉砕後、ジルコニウムに富む金属間化合物
相の粗大化を最小限に抑えるごとく約１０−’Ｔｏｒｒ
（１，３３ＸＩＯ−”Ｐａ）以下、好ましくは約１０−
’Ｔｏｒｒの真空中で、約４００℃を越えない温度、好
ましくは約３７５℃で合金で圧縮される。
この圧縮された合金を約５００〜５５０℃の温度で約０
．５〜５時間、熱処理することにより溶体化し、ミクロ
偏析した（−ｉｃｒｏ −ｓｅｇｒｅｌｌａｔｅｄ）相
からの元素、たとえばＣｕ、Ｍｇ、ＳｉおよびＬｉをア
ルミニウム固溶体相のものとする（即ち、析出相の原子
を固溶体相に拡散させる）。
．５〜５時間、熱処理することにより溶体化し、ミクロ
偏析した（−ｉｃｒｏ −ｓｅｇｒｅｌｌａｔｅｄ）相
からの元素、たとえばＣｕ、Ｍｇ、ＳｉおよびＬｉをア
ルミニウム固溶体相のものとする（即ち、析出相の原子
を固溶体相に拡散させる）。
溶体化工程によって寸法約１００〜５００人（１０〜５
０ｎｍ）のＺｒＡｌ３粒子が最適な状態で分散する０次
いで合金物品を流動体浴（好ましくは約０〜８０℃に保
持したもの）中で急冷し、所望により時効または析出硬
化の前に伸長し、伸び約２％の引張歪を与える。この伸
長工程により合金内のポテンシャルディスロケーション
部位の数が増加し、最終的な団結物品の延性が著しく改
善される。圧縮された物品を約１００〜２５０℃の温度
で約１〜４０時間時効処理して所要の強度／靭性を得る
。圧縮された物品を約１２０℃で約２４時間アンダーエ
ージングすると、靭性物品が得られる。約１５０℃で約
１６〜２０時間ピークエージングすると、強度の高い（
Ｔ ６ ｘ）物品が得られる。約２００℃で約１０〜２
０時間オーバーエージングすると、耐食性（Ｔ７ｘ）物
品が得られる。
０ｎｍ）のＺｒＡｌ３粒子が最適な状態で分散する０次
いで合金物品を流動体浴（好ましくは約０〜８０℃に保
持したもの）中で急冷し、所望により時効または析出硬
化の前に伸長し、伸び約２％の引張歪を与える。この伸
長工程により合金内のポテンシャルディスロケーション
部位の数が増加し、最終的な団結物品の延性が著しく改
善される。圧縮された物品を約１００〜２５０℃の温度
で約１〜４０時間時効処理して所要の強度／靭性を得る
。圧縮された物品を約１２０℃で約２４時間アンダーエ
ージングすると、靭性物品が得られる。約１５０℃で約
１６〜２０時間ピークエージングすると、強度の高い（
Ｔ ６ ｘ）物品が得られる。約２００℃で約１０〜２
０時間オーバーエージングすると、耐食性（Ｔ７ｘ）物
品が得られる。
本発明の団結物品は第１ａ図に代表例を示すように独特
のミクロ組織をもつ、これは実質的に均一なかつ十分に
分散した金属間化合物析出物を分布させ゛ているアルミ
ニウム固溶体からなる。これらの析出物は本質的にＭｇ
およびＣｕを含む微細なＡ１５（Ｌｉ、Ｚｒ）金属開化
合物粒子から構成され、その最大径は約５１−を越えな
いものである。
のミクロ組織をもつ、これは実質的に均一なかつ十分に
分散した金属間化合物析出物を分布させ゛ているアルミ
ニウム固溶体からなる。これらの析出物は本質的にＭｇ
およびＣｕを含む微細なＡ１５（Ｌｉ、Ｚｒ）金属開化
合物粒子から構成され、その最大径は約５１−を越えな
いものである。
団結した物品は約４５０〜６００ＭＰａの極限引張強さ
をもち、約７０〜９０ＲＢの硬度をもつ、さらにこれら
の団結した物品は伸び約５〜８％の極限破断点引張歪、
および約８０〜９５ｘ １０’ｋＰ ａ（１１，６〜１
２．３Ｘ１０’ｐｓｉ）という有益な高い弾性率をもつ
。
をもち、約７０〜９０ＲＢの硬度をもつ、さらにこれら
の団結した物品は伸び約５〜８％の極限破断点引張歪、
および約８０〜９５ｘ １０’ｋＰ ａ（１１，６〜１
２．３Ｘ１０’ｐｓｉ）という有益な高い弾性率をもつ
。
好ましい団結物品は約１７７℃（３５０″Ｆ）の温度で
測定値として少なくとも約３４５Ｍ Ｐ ａ（５０ｋｓ
ｉ）の０．２％降伏強さならびに破断点伸びが約１０％
の延性をもつ。
測定値として少なくとも約３４５Ｍ Ｐ ａ（５０ｋｓ
ｉ）の０．２％降伏強さならびに破断点伸びが約１０％
の延性をもつ。
本発明の団結物品は一般に団結後きわめて微小な粒子寸
法をもつ、この粒子寸法は一般に通常の鋳造合金のもの
よりも大幅に小さい、このように小さな粒子寸法（一般
に約５μ−であるが１〜１０μ−の範囲で変化する）の
特徴は、合金が低い応力で約４００℃以上という高い温
度において大幅に変形しうろことである。これは一般に
“超塑性”と呼ばれる０本発明に関しては、超塑性には
合金の実際のジルコニウム含量および団結中に生じたＺ
ｒＡ１．粒子の分布が直接に関与している可能性がある
。超塑性により、団結物品の形状を既知の製法で作り変
える機能性が有利に改善される。
法をもつ、この粒子寸法は一般に通常の鋳造合金のもの
よりも大幅に小さい、このように小さな粒子寸法（一般
に約５μ−であるが１〜１０μ−の範囲で変化する）の
特徴は、合金が低い応力で約４００℃以上という高い温
度において大幅に変形しうろことである。これは一般に
“超塑性”と呼ばれる０本発明に関しては、超塑性には
合金の実際のジルコニウム含量および団結中に生じたＺ
ｒＡ１．粒子の分布が直接に関与している可能性がある
。超塑性により、団結物品の形状を既知の製法で作り変
える機能性が有利に改善される。
本発明をより十分に理解するために以下の具体例を提示
する０本発明の原理および実際につき説明するために示
された特定の技術、条件、材料、割合およびデータは例
示であり、本発明の範囲を限定するものと解すべきでは
ない。
する０本発明の原理および実際につき説明するために示
された特定の技術、条件、材料、割合およびデータは例
示であり、本発明の範囲を限定するものと解すべきでは
ない。
例１
表１に示した合金を本発明方法により団結物品に成形し
た。これらは次表に示す特性を示した。
た。これらは次表に示す特性を示した。
宍二」−
真空加熱圧縮 ３５０℃ ３５０℃ ３
５０℃押出 ３８５℃、１８．１ ３８５
℃、１８．１ ３８５℃、１８．１”溶体化処理
５４５℃、４時間 ５４５℃、４時間 ５４０℃、４
時間析出処理 １５０℃、１６時間 １２０℃、２
４時間 ２１５℃、４時間極限引張強さ ８１
にｓ ｉ ７４Ｋｓ ｉ ７３Ｋ
ｓ １Ｏ０２％降伏強さ ６４Ｋｓｉ
５７にｓ ｉ ６２Ｋｓ ｉ破断点伸び歪
５％ ５％ ６．６％＊
絞り率％ 例２ この例は強度および延性を高める際に最適量のジルコニ
ウムが要求されることを示す、ジルコニウムを本発明に
より求められる量で存在させることによってジルコニウ
ムに富むＺ ｒＡ １．相の寸法分布が制御され、ひい
てはアルミニウムマトリックス粒子寸法が制御され、他
のアルミニウムに富む金属間化合物相の粗大化率（オス
ワルド時効）が制御される。これらの相はより少量のジ
ルコニウムを含有し、主としてアルミニウム、リチウム
、銅およびマグネシウムを含む０表■に示す０．７５重
量％までのジルコニウムを含む３種の合金を少なくとも
約り０６℃／秒の大きな冷却速度でストリップ状に鋳造
し、粉砕して粉末となし、真空加熱圧縮し、約３８５℃
で角棒状に押出した０次いでこれらの棒材を５４６℃で
約４時間溶体化処理し、約２０℃の水中へ入れて冷却し
、約１２０℃で２４時間時効した。得られた引張特性（
次表に示す）はジルコニウム含量を高めると強度および
延性がともに高まることを示す。
５０℃押出 ３８５℃、１８．１ ３８５
℃、１８．１ ３８５℃、１８．１”溶体化処理
５４５℃、４時間 ５４５℃、４時間 ５４０℃、４
時間析出処理 １５０℃、１６時間 １２０℃、２
４時間 ２１５℃、４時間極限引張強さ ８１
にｓ ｉ ７４Ｋｓ ｉ ７３Ｋ
ｓ １Ｏ０２％降伏強さ ６４Ｋｓｉ
５７にｓ ｉ ６２Ｋｓ ｉ破断点伸び歪
５％ ５％ ６．６％＊
絞り率％ 例２ この例は強度および延性を高める際に最適量のジルコニ
ウムが要求されることを示す、ジルコニウムを本発明に
より求められる量で存在させることによってジルコニウ
ムに富むＺ ｒＡ １．相の寸法分布が制御され、ひい
てはアルミニウムマトリックス粒子寸法が制御され、他
のアルミニウムに富む金属間化合物相の粗大化率（オス
ワルド時効）が制御される。これらの相はより少量のジ
ルコニウムを含有し、主としてアルミニウム、リチウム
、銅およびマグネシウムを含む０表■に示す０．７５重
量％までのジルコニウムを含む３種の合金を少なくとも
約り０６℃／秒の大きな冷却速度でストリップ状に鋳造
し、粉砕して粉末となし、真空加熱圧縮し、約３８５℃
で角棒状に押出した０次いでこれらの棒材を５４６℃で
約４時間溶体化処理し、約２０℃の水中へ入れて冷却し
、約１２０℃で２４時間時効した。得られた引張特性（
次表に示す）はジルコニウム含量を高めると強度および
延性がともに高まることを示す。
＾１−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５８ｇ−０，２２ｒ ５５
Ｋｓｉ ８８にｓｉ ４＾ｌ−４Ｌｉ−３Ｃｕ
−１，５８ｇ−０，５Ｚｒ ５５Ｋｓｉ ６８Ｋｓｉ
４＾１−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５８ｇ−０，７
５Ｚｒ ６１にｓｉ ７４にｓｉ ５熱処理
条件を変えることによりこれらの基本的な強度特性を種
々に改変することができた。たとえばリチウム、４重量
％を含む合金に関しては、１５０℃で約１６時間の熱処
理により約７９Ｋｓｉの降伏強さおよび約５％の極限伸
びが得られた。従って本発明の合金については種々の熱
処理を施すことにより、製造する物品の破壊靭性を制御
することができる。
Ｋｓｉ ８８にｓｉ ４＾ｌ−４Ｌｉ−３Ｃｕ
−１，５８ｇ−０，５Ｚｒ ５５Ｋｓｉ ６８Ｋｓｉ
４＾１−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５８ｇ−０，７
５Ｚｒ ６１にｓｉ ７４にｓｉ ５熱処理
条件を変えることによりこれらの基本的な強度特性を種
々に改変することができた。たとえばリチウム、４重量
％を含む合金に関しては、１５０℃で約１６時間の熱処
理により約７９Ｋｓｉの降伏強さおよび約５％の極限伸
びが得られた。従って本発明の合金については種々の熱
処理を施すことにより、製造する物品の破壊靭性を制御
することができる。
例３
第１ａ図は押出しにより団結物品に成形され、八’ （
Ａ １３ Ｌ ｉ 、 Ｚ ｒ）相により析出硬化させ
た本発明の代表的合金（ＡＩ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１
，５Ｍｇ−０，５２ｒ）の透過型電子顕微鏡写真を示す
、第１ａ図において析出は淡色のアルミニウム固溶体領
域に分散した小さな黒色の不規則な形状をもつ粒子とし
て認められる。第１ｂ図に示す合金物品の電子回折図は
特徴的なＬ１２相超格子回折図を表わす。
Ａ １３ Ｌ ｉ 、 Ｚ ｒ）相により析出硬化させ
た本発明の代表的合金（ＡＩ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１
，５Ｍｇ−０，５２ｒ）の透過型電子顕微鏡写真を示す
、第１ａ図において析出は淡色のアルミニウム固溶体領
域に分散した小さな黒色の不規則な形状をもつ粒子とし
て認められる。第１ｂ図に示す合金物品の電子回折図は
特徴的なＬ１２相超格子回折図を表わす。
第１ｃ図に示す後方散乱Ｘ線エネルギースペクトルにお
いて、特にＡＩ線と一次Ｚｒ線との相対強度が近似して
いることから、ジルコニウムが主としてアルミニウム合
金固溶体中に存在することがわかる。総ジルコニウム含
量のうち５０％以上がアルミニウム固溶体およびＳ′相
中にある。
いて、特にＡＩ線と一次Ｚｒ線との相対強度が近似して
いることから、ジルコニウムが主としてアルミニウム合
金固溶体中に存在することがわかる。総ジルコニウム含
量のうち５０％以上がアルミニウム固溶体およびＳ′相
中にある。
表■は異なる熱処理時間および温度後におけるＡｌ−４
Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５２ｒ合金の特性
の代表的変化を示す。
Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５２ｒ合金の特性
の代表的変化を示す。
本発明合金は変形後筒２図の代表例のようにセル質ディ
スロケーション網状組織を示す、このようなディスロケ
ーション網状組織は一般の二元アルミニウムーリチウム
合金または四元Ａｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ合金に典型的な
ものではない０通常この種の一般的合金は平面すべりを
示し、最高に強化された（Ｔ６）条件できわめてわずか
な自由ディスロケーションまたはディスロケーション網
状組織を示す、この種の一般的合金に比して本発明の合
金の場合、固体を溶解しにくい一般的合金におけるより
も高い水準のジルコニウムを合金強化相に含むことがで
きる。これにより析出界面歪および析出歪場が都合よく
改善され、本発明合金は高い自由ディスロケーション活
性および高い延性を獲得する。
スロケーション網状組織を示す、このようなディスロケ
ーション網状組織は一般の二元アルミニウムーリチウム
合金または四元Ａｌ−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ合金に典型的な
ものではない０通常この種の一般的合金は平面すべりを
示し、最高に強化された（Ｔ６）条件できわめてわずか
な自由ディスロケーションまたはディスロケーション網
状組織を示す、この種の一般的合金に比して本発明の合
金の場合、固体を溶解しにくい一般的合金におけるより
も高い水準のジルコニウムを合金強化相に含むことがで
きる。これにより析出界面歪および析出歪場が都合よく
改善され、本発明合金は高い自由ディスロケーション活
性および高い延性を獲得する。
例４
表■に処理後に１７７℃（３５０″Ｆ）で試験したＡｌ
−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，４５２℃合金の代
表的な特性を、この温度で用いられる一般のアルミニウ
ム合金、たとえば２２１９−７８５１と比較して示す。
−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，４５２℃合金の代
表的な特性を、この温度で用いられる一般のアルミニウ
ム合金、たとえば２２１９−７８５１と比較して示す。
熱処理
例５
表Ｖは水面および高所の双方で飛行するマツハ２航空機
が遭遇する温度範囲すなわち７０〜４５０Ｋにわたって
本発明の３種の合金の代表的特性を示す０表Ｖに示す特
性は５４０℃で１時間の熱処理後、水により急冷する溶
体化処理条件に付した合金に関するものである。
が遭遇する温度範囲すなわち７０〜４５０Ｋにわたって
本発明の３種の合金の代表的特性を示す０表Ｖに示す特
性は５４０℃で１時間の熱処理後、水により急冷する溶
体化処理条件に付した合金に関するものである。
＾ｆ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５２ｒ０．２
％ ＹＳ （Ｋｓｉ） ４５．１１ ４３．２６
４８．７９極限引張り強さ（Ｋ ｓｉ） ５９．２
５９．３６ ５３．４４のび率 （％）
１０．３ ５．５ ９．５＾ｊ！−３，５Ｌｉ−
２Ｃｕ−２８ｇ−０，５２ｒ０．２％ ＹＳ （Ｋ
ｓｉ） ４９．８１ ４５．９４ ４９．０８極限引
張り強さ（Ｋｓｉ） ６４．１４ ６５．４４ ５３
．７３のび率 （％） ９．３ ６．８
７．３＾ｆ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５８ｇ−０，
５２ｒ０．２％ ＹＳ （Ｋｓｉ） ５０．９２
４７．２６ ４７．３３極限引張り強さ（Ｋ ｓｉ）
６０．４７ ５９．６０ ５０．６８のび率
（％） ５．０ ４．０ ８．５例６ ４５０Ｋ （３５０″Ｆ）以上の温度では本発明の合金
は温度の上昇と共に破断点引張伸びの増大を示し、６７
５Ｋ （４００℃、７５０″Ｆ）付近の温度で１００％
以上に達する。低い変形応力、たとえば１０〜２０Ｍ
Ｐ ａ（１平方インチ当たり数千ポンド）で１００％以
上に引張伸びが増大するこの現象は超塑性として知られ
ている。
％ ＹＳ （Ｋｓｉ） ４５．１１ ４３．２６
４８．７９極限引張り強さ（Ｋ ｓｉ） ５９．２
５９．３６ ５３．４４のび率 （％）
１０．３ ５．５ ９．５＾ｊ！−３，５Ｌｉ−
２Ｃｕ−２８ｇ−０，５２ｒ０．２％ ＹＳ （Ｋ
ｓｉ） ４９．８１ ４５．９４ ４９．０８極限引
張り強さ（Ｋｓｉ） ６４．１４ ６５．４４ ５３
．７３のび率 （％） ９．３ ６．８
７．３＾ｆ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５８ｇ−０，
５２ｒ０．２％ ＹＳ （Ｋｓｉ） ５０．９２
４７．２６ ４７．３３極限引張り強さ（Ｋ ｓｉ）
６０．４７ ５９．６０ ５０．６８のび率
（％） ５．０ ４．０ ８．５例６ ４５０Ｋ （３５０″Ｆ）以上の温度では本発明の合金
は温度の上昇と共に破断点引張伸びの増大を示し、６７
５Ｋ （４００℃、７５０″Ｆ）付近の温度で１００％
以上に達する。低い変形応力、たとえば１０〜２０Ｍ
Ｐ ａ（１平方インチ当たり数千ポンド）で１００％以
上に引張伸びが増大するこの現象は超塑性として知られ
ている。
第３図は溶体化処理条件下における合金Ａｌ−４Ｌｉ
−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，４５Ｚｒに関する極限引張
強さ（ＵＴＳ）および破断点伸びＥｆを温度の関数とし
てプロットしたものである。この図は４５０’Ｃ（７２
３Ｋ、８４０″Ｆ）における上記合金の超塑性挙動を示
す、この点で、約１３Ｍ Ｐ ａ（１，９Ｋ ｓｉ）の
流れ応力（ｆｆｏｗ ５ｔｒｅｓｓ）における変形は１
３７％の引張伸びを生じた。
−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，４５Ｚｒに関する極限引張
強さ（ＵＴＳ）および破断点伸びＥｆを温度の関数とし
てプロットしたものである。この図は４５０’Ｃ（７２
３Ｋ、８４０″Ｆ）における上記合金の超塑性挙動を示
す、この点で、約１３Ｍ Ｐ ａ（１，９Ｋ ｓｉ）の
流れ応力（ｆｆｏｗ ５ｔｒｅｓｓ）における変形は１
３７％の引張伸びを生じた。
以上本発明をかなり詳細に記述したが、これらの詳述に
固執する必要はなく、当業者には種々の変更および修正
が自明であり、これらはすべて特許請求の範囲に定めら
れた本発明の範囲に含まれることは理解されるであろう
。
固執する必要はなく、当業者には種々の変更および修正
が自明であり、これらはすべて特許請求の範囲に定めら
れた本発明の範囲に含まれることは理解されるであろう
。
第１ａ図は押出により団結物品中に成形され、八′（Ａ
ｆ３Ｌｉ、Ｚｒ）相により析出硬化した本発明の代表的
合金Ａｔ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５Ｚ
「の透過型電子顕微鏡写真（ＴＥＭ）を示す。 第１ｂ図は第１ａ図の物品の電子回折図を示す。 第１ｃ図は第１ａ図に示した合金の後方散乱Ｘ線エネル
ギースペクトルを示す。 第２図はＡｔ −４Ｌ ｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−
０，５２ｒから構成される引張り試験用試験片の一部の
透過型電子顕微鏡写真を示す。 第３図は溶体化処理条件下における合金Ａｌ−４Ｌ ｉ
−３Ｃｕ −１，５Ｍｇ−０，４５２ｒに関する温度
の関数としての極限引張り強さ（ＵＴＳ）および破断点
のび（Ｅｆ）のプロットを示す。 特許出願人 アライド・コーポレーション図面の等Ｒ
下９容：こ変更２：、） 第１／２閏 馬／ｂ図 本ｆｃ圀 犀７２図 へ ネ３面 戴験壜、！ （＠Ｃｌ
ｆ３Ｌｉ、Ｚｒ）相により析出硬化した本発明の代表的
合金Ａｔ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５Ｚ
「の透過型電子顕微鏡写真（ＴＥＭ）を示す。 第１ｂ図は第１ａ図の物品の電子回折図を示す。 第１ｃ図は第１ａ図に示した合金の後方散乱Ｘ線エネル
ギースペクトルを示す。 第２図はＡｔ −４Ｌ ｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−
０，５２ｒから構成される引張り試験用試験片の一部の
透過型電子顕微鏡写真を示す。 第３図は溶体化処理条件下における合金Ａｌ−４Ｌ ｉ
−３Ｃｕ −１，５Ｍｇ−０，４５２ｒに関する温度
の関数としての極限引張り強さ（ＵＴＳ）および破断点
のび（Ｅｆ）のプロットを示す。 特許出願人 アライド・コーポレーション図面の等Ｒ
下９容：こ変更２：、） 第１／２閏 馬／ｂ図 本ｆｃ圀 犀７２図 へ ネ３面 戴験壜、！ （＠Ｃｌ
Claims (8)
- （１）本質的に式Ａｌ＿ｂ＿ａ＿ｌＺｒ＿ａＬｉ＿ｂＭ
ｇ＿ｃＴ＿ｄ（式中ＴはＣｕ、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｈｆ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉよりな
る群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、“ａ”
は０．２５〜２重量％、“ｂ”は２．７〜５重量％、“
ｃ”は０．５〜８重量％、“ｄ”は０．５〜５重量％で
あり、Ａｌ＿ｂ＿ａ＿ｌは残部アルミニウムである）か
らなり、かつミクロ組織的に最大径２０ｎｍ以下の微細
な金属間析出物を実質的に均一に分散保有しているアル
ミニウム合金固溶体相を含む合金の粒子を団結して成る
物品。 - （２）合金のＴ群がＣｕからなり、“ｄ”が１．５〜３
重量％である、特許請求の範囲第１項に記載の団結物品
。 - （３）“ｂ”が３〜４．５重量％である、特許請求の範
囲第１項に記載の団結物品。 - （４）“ｂ”が３〜４．５重量％である、特許請求の範
囲第２項に記載の団結物品。 - （５）測定温度２０℃において、２．６ｇ／ｃｍ＾３以
下の密度、少なくとも４５０×１０＾３ＫＰａの極限引
張強さ、および伸びが少なくとも５％の極限破断点歪を
もつ、特許請求の範囲第１項に記載の団結物品。 - （６）低密度アルミニウム合金団結物品の製造方法であ
つて、 （ｉ）本質的に式Ａ＿ｂ＿ａ＿ｌＺｒ＿ａＬｉ＿ｂＭｇ
＿ｃＴ＿ｄで表わされる低密度アルミニウム基合金より
成る粒子を圧縮すること（但し上式において、ＴはＣｕ
、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｈｆ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉより成る群より選択される少なくとも１
つの元素、 ａは０．２５〜２重量％、ｂは２．７〜５重量％、ｃは
０．５〜８重量％、ｄは０．５〜５重量％、Ａ＿ｂ＿ａ
＿ｌは残部のアルミニウム であり、また該アルミニウム合金は、上記構成元素より
成り、幅１００ｎｍ以下のフィラメント状金属間化合物
分散相をもつ、一次セル状晶としての細粒状アルミニウ
ム合金固溶体相より成る）；（ｉｉ）合金を圧縮するに
際し、金属間化合物分散相の粗大化を極力抑える様、４
００℃以下で加熱すること； （ｉｉｉ）ミクロ偏析している析出相の元素をアルミニ
ウム合金固溶体相のものとするため、即ち析出相の原子
を固溶体相に拡散させるため、圧縮された合金を５００
〜５５０℃で０．５〜５時間熱処理し、溶体化をはかる
こと；および （ｉｖ）圧縮された合金を流動体浴で急冷すること、 より成る方法。 - （７）さらに、圧縮した合金を１００〜２５０℃の温度
で１〜４０時間時効処理する工程を含む、特許請求の範
囲第６項に記載の方法。 - （８）さらに、圧縮した合金を伸長させて該合金内のポ
テンシャルディスロケーション部位の数を増加させる工
程を含む、特許請求の範囲第６項に記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/584,856 US4661172A (en) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | Low density aluminum alloys and method |
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