JPH0124218B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

技術分野 この発明は分散強化アルミニウムに関するもの
であり、特に機械的合金化されたアルミニウム−
マグネシウム−リチウム合金粉末およびこれから
作られた焼結製品に関するものである。 発明の背景 航空機工業、自動車工業および電気工業におけ
る進歩した設計要求に答えることのできる高強度
アルミニウムを開発するために多くの研究努力が
払われてきた。そのうちでも、アルミニウム−リ
チウム合金は、アルミニウムにリチウムを添加す
れば、密度と弾性係数に関してアルミニウム特性
を改良する可能性の故に特に考慮されている。し
かし、１つまたは２つの特性の改良はその合金が
最新のある種の設計応用に有効であるということ
を意味しない。むしろ、合金が有効であるために
は、その合金がすべての最小限目的特性要求に答
えるものでなければならない。このような特性の
うちでも密度、強度、延性、じん性、疲労および
腐食抵抗などの特性が考慮される。 従来、インゴツト治金技術によつて製造された
多くのアルミニウム−リチウム合金系が研究され
てきた。また機械的合金化技術によつて作られる
各種のアルミニウム−リチウム系、アルミニウム
−マグネシウム系およびアルミニウム−銅−マグ
ネシウム系が研究されてきた。しかしそのいずれ
も低密度、高強度、高い耐食性、破断じん性およ
びすぐれた延性を必要とするある種の用途につい
て完全に満足なものではなかつた。破断じん性
は、破断を生じることなくひび割れ即ちクラツク
に耐える素材能力の測定値である。用語“じん性
（toughness）”と“破断じん性（fracture
toughness）”はこの明細書においては相互交換
可能に使用される。 例えば米国特許第3591362号、第3740210号およ
び第3816080号において機械的合金化技術が開示
されている。これらの米国特許明細書に記載の機
械的合金化は、制御された均一な微細なミクロ組
織の複合金属粉末を製造する方法である。このよ
うな合金化は制御された環境において、例えばア
トリツタ粉砕ロールの中で、プロセス制御剤の存
在において高エネルギー衝撃摩砕する際に粉末粒
子混合物を破断し再溶接することによつて生じ
る。この工程中、例えば粉末粒子表面上に自然に
発生する酸化物などの分散質物質が複合粉末粒子
の内部にまで合体され均質に分散される。同様に
金属合金成分も粉末粒子の内部で微細に分布され
る。機械的合金化によつて製造された粉末は、熱
間圧縮と、これにつづく押出し、圧延または鍛造
などの種々の方法によつて塊状に焼結
（consolidate）される。 従来の多くのアルミニウム−リチウム合金につ
いての主な問題点は、これらの合金が密度と強度
の要求に答えていても、使用できるほどに延性ま
たはじん性でないことである。この発明によれ
ば、延性とともに、低密度、高い強度および破断
じん性の組合わせを示す合金が提供される。 この発明の簡単な説明 この発明によれば、溶体化処理された状態にお
いて、改良された強度、破断じん性および延性、
ならびに低密度を有し、本質的にアルミニウム、
マグネシウム、炭素および酸素から成り、重量％
において約0.5〜約４％のリチウムと、約１％〜
約５％のマグネシウムと、少量のしかし強度を増
大させるのに十分量の約２％までの炭素と、少量
のしかし熱安定性をうるのに有効な１％までの酸
素と、残分の本質的にアルミニウムとから成り、
この合金の分散質含有量は約８体積％までの範囲
とする分散強化−機械的合金化アルミニウム基合
金系が提供される。 この合金は、アルミニウム、マグネシウム、リ
チウム、炭素および酸素を含有し、焼結された合
金において、酸素水準が１％を超えることなく、
好ましくは約0.5％以下となようにした機械的合
金化−分散強化粉末を準備する段階と、制御され
た時間／温度プロフイルで前記粉末を脱ガスし焼
結する段階と、前記焼結物の組織を均質化し焼結
時に形成される析出物を溶解するため焼結物を溶
体化処理する段階とを含む工程によつて製造され
る。この素材を時効硬化することができる。好ま
しくはこの素材をアンダーエージングする。即
ち、ピーク強度以下にまで硬化することができ
る。もしこの発明の合金が“溶体化処理された状
態”と記述されていれば、その合金は溶体化処理
ののちに急冷された状態にあると解釈される。 この発明の好ましい実施態様において、合金は
溶体化処理された状態または溶体化処理されたア
ンダーエージングされた状態において提供され、
約２〜約４％のマグネシウム、約0.8〜約1.5％の
炭素、例えば１〜1.2％の炭素、および0.5％以
下、たとえば0.3〜0.4％の酸素を含有する。この
合金は溶体化処理された状態において、下記の室
温における特性組合わせを示す。414MPa
（60Ksi）以上、特に482MPa（70Ksi）以上の引張
り強さ（UTS）、少なくとも414MPa（60Ksi）の
0.2％降伏強さ（YS）、少なくとも70％またはこ
れ以上、たとえば８％または10％の延び率、少な
くとも約16.5MPa√（15Ksi√）または
27.5MPa√（25Ksi√）以上の破断じん性
（K_Q）。 発明の実施態様の説明 この発明のアルミニウム基合金の主成分はアル
ミニウム、マグネシウム、リチウム、炭素および
酸素である。この合金は本質的に銅を含んでいな
い。しかし合金の特定最終用途のために望ましい
特性と干渉しない限りこの合金の中に他の元素も
含有されることができる。また装入物から、また
は合金の製造中に、少量の不純物も含有される場
合がある。またたとえば高温における合金の強化
のため、合金に悪い効果を示さないかぎり他の不
溶性の安定分散質または分散質形成剤を含有させ
ることもできる。 リチウムは約0.5〜約４％の量、望ましくは約
１％〜約３％、さらに好ましくは約1.5または２
％〜約2.5％の量存在する。マグネシウムは約１
％以上約５％の範囲、好ましくは約２％以上約４
または4.5％までの範囲とする。合金例として1.5
％以上約2.5％のリチウムと約２％以上約4.5％の
マグネシウムを含有する。 酸素は少量ではあるが合金の強度と安定性を増
大するのに有効な量、たとえば約0.05％〜１％存
在することができる。好ましくは約0.4％または
0.5％を超えない。低酸素含有量が臨界的である
と考えられる。酸素含有量が約１％以上のとき、
合金は低延性を有することが発見された。約1.5
％のLiを含有する合金においては、酸素含有量は
好ましくは約0.5％を超えることなく、さらに好
ましくは約0.4％以下とする。たとえば約0.38％
以下とする。一般に酸素レベルは前記の化学分析
ルートによる測定と同意義の測定値である。炭素
は少量のしかし強度にとつて有効な量、たとえば
0.05〜約２％、代表的には約0.5〜約1.5または２
％、好ましくは約0.8％〜約1.2％存在する。好ま
しい実施態様において、炭素レベルは酸素レベル
を超え、炭素対酸素比は約２：１以上、また約
2.5：１以上にさえなる。酸素レベルは不活性ガ
ス融解抽出法によつて測定されたものであり、酸
素分析はこの方法に準じる。 一般に酸素と炭素は合金中において分散質系の
一部として、たとえば酸化物または炭化物として
存在する。一般に合金系は約２％〜約８％体積
（Ｖ／Ｏ）の微粉砕された均一分布分散質物質を
含有していた。好ましくは分散質水準は約３〜約
7V／Ｏとし、さらに好ましくは約４〜約６また
は7V／Ｏとする。一般に分散質水準は、焼結製
品の最終用途の温度において所要強度と一致する
ように可能な限り低くする。 代表的には分散質物質は酸化物と炭化物であ
る。たとえば、これらの分散質粒子は、機械的合
金化処理に際して、たとえば処理雰囲気の制御に
より、また／あるいはプロセス制御剤を使用する
ことによつて形成することができる。通常、機械
的合金化工程においてはプロセス制御剤が使用さ
れ、これは合金の分散質含有量に役立つ。合金の
アルミニウム成分およびリチウム成分から形成さ
れうる分散質の例はAl₂O₃，Li₂O，Li₂AlO₄，
LiAlO₂，LiAl₅O₈，Li₅AlO₄およびAl₄C₃である。
合金系の成分、処理条件および特定の分散質をう
るための特定の添加剤に応じて、分散質粒子が変
化する。分散質スピーシズはマグネシウム含有分
散質、たとえばMgOを含むことができる。金属
間粒子も存在することができる。 機械的合金化された分散強化されたアルミニウ
ム基合金の形成法は前記の米国特許明細書に詳細
に記載されている。機械的合金化粉末から作られ
るアルミニウム−マグネシウム合金の機械的処理
法は米国特許第4292709号明細書に記載されてお
り、これに対して米国特願第174181号明細書（特
開昭57−57857号公報参照）は溶体化処理され時
効硬化されたアルミニウム−リチウム合金の製造
法を記載している。機械的合金化粉末は、たとえ
ばアトリツタの中において、プロセス制御剤の存
在において、約15：１〜60：１のボール対粉末重
量比を用いて、高エネルギー摩砕することによつ
て形成される。プロセス制御剤は溶接制御剤とし
て役立つが、またたとえば酸化物および／または
炭化物の形の分散質寄与剤としても役立つ。適当
なプロセス制御剤たとえば黒鉛であり、または有
機酸、アルコール、アルデヒド、エーテルなどの
揮発性酸素含有有機化合物、またはヘプタンなど
の揮発性炭化水素である。好ましいプロセス処理
剤はメタノール、ステアリン酸および黒鉛および
その組合わせである。また合金の酸素および／ま
たは炭素の含有量の全部または一部は処理雰囲気
からも誘導される。さもなければ、分散質含有量
をたとえばその一部分を合金中の添加剤として含
有させることができる。 機械的合金化粉末は実質緻密体に脱ガス及び焼
結され、この工程は高温で実施される。オプショ
ンとして焼結された製品を熱間加工または冷間加
工する。脱ガスと熱間焼結（hot consolidation）
は、約480℃（895〓）乃至合金の初期液化温度直
下までの範囲の温度で実施される。好ましくは脱
ガスは510゜（950〓）〜540℃（1005〓）の温度範
囲、さらに好ましくは約510℃例えば約520℃
（970〓）で実施される。熱間焼結は、合金粉末が
完全に脱ガスされていない場合にこの素材に対し
て損害を与えないため、脱ガス温度より高くない
温度で実施されることが好ましい。熱間焼結され
た製品を、約315℃（600〓）〜約472℃（800〓）
の温度、たとえば約370℃（700〓）で、たとえば
押出しによつて熱間加工することができる。 焼結され、また場合によつて熱間加工された製
品を溶体化処理し、またさらに時効硬化処理する
こともできる。溶体化処理は、約425℃（795〓）
〜570℃（1050〓）、たとえば約450℃（850〓）〜
約565℃（1050〓）、好ましくは約495℃（925〓）
〜約535℃（1000〓）、代表的に約495℃（925〓）
の温度で実施される。溶体化処理は、ガス発生に
よるブリスタリングを避けるため、脱ガス温度以
下で実施されることが好ましい。一般的に溶体化
処理は約480℃〜約520℃（895〓〜970〓）の温度
で、代表的には495℃（925〓）の温度で、合金を
均質化するに十分な時間、即ち酸化物と炭化物の
分散質を保持しながら析出物または化学グラジエ
ントを溶解するに十分な時間実施される。代表的
には、この溶体化処理は１〜８時間、たとえば約
２時間である。溶体化処理につづいて急速冷却、
たとえば水冷を実施する。溶体化処理された合金
はたとえば約0.5〜1.5μｍの小粒径を特徴として
いる。 好ましい実施態様において合金をピーク強度以
下の状態まで時効硬化することによつて処理す
る。この処理はじん性のわずかな減少を伴なうだ
けで強度を増大し、またもろいδ′相の有害な析出
に伴なう問題を避けることができる。時間硬化は
約120℃（245〓）〜約210℃（410〓）の温度で、
ピーク強度（または硬さ）に達しないで合金を時
効硬化するに十分な時間実施される。時効硬化時
間は温度に依存し、低温ではこの時間は120時間
に達するが、代表的には約170℃（340〓）で10時
間以下である。 この発明を当業者にさらによく理解させるた
め、下記の実施例を示す。 実施例 １ 生産スケールのアトリツタの中で全機械的合金
化粉末を作つた。摩砕工程そのものは、粉末の品
質と均一性に影響する種々の変更を受ける。特定
の合金組成について、均一なよく摩砕された粉末
を反復製造するための標準的操作条件セツトに対
応するように摩砕工程を組織的に変更することが
できる。しかし摩砕パラメータは最適化されなか
つたが、作られた粉末は、これを用いて機械的合
金化によつて製造された時に合金組成物の性能を
大体に発揮させるのに十分に均一であると判断さ
れた。これよりさらに適正化された条件におい
て、特定の合金組成を摩砕した。すべての粉末
は、元素アルミニウム（0.03％Fe）とマグネシウ
ム粉末をAl−Li母合金（20％Li）と共に摩砕す
ることによつて作られた。用いられた摩砕制御剤
（milling agent）はステアリン酸であつて、すべ
ての摩砕工程はアルゴンガスのもとに実施され
た。７個のビレツトを製造した。これら７ビレツ
トの組成および各ビレツトの種々の特性を下記の
表〜に示す。 表は７ビレツトの組成を示す。摩砕段階につ
づいて、ビレツト“Ｇ”以外は粉末を空気中で処
理した。ビレツト“Ｇ”は不活性ガス中に貯蔵
し、次に不活性ガスのもとに焼結ダイスに転送さ
れた。すべてのビレツトは真空加熱法（VHP）
によつて焼結された。ビレツトサイズは0.28ｍ
（11in）径×0.86ｍ（34in）長であつた。検査さ
れた５組成について、脱ガス／圧縮温度は510℃
（950〓）であつたが、２組成（ビレツトＦとＧ）
についての追加テストは520℃（970〓）の温度を
用いた。プレス時間とプレス条件は0.48ｍ
（19in）径のビレツトに使用されるものと同等で
あつた。

【表】

【表】 よる酸素分析
表は各ビレツトにおけるプレス温度と全密度
の％とを示す。これらのビレツトの製造は１イン
チ×４インチ長方形断面に押し出すことによつて
実施された。押し出し温度は公称370℃（700〓）
であり、測定された温度は最低363℃（685〓）乃
至最高382℃（720〓）の範囲であつた。

【表】 実施例 ２ 機械的特性：溶体化処理された状態 各押出物から取られた断片を２時間495℃（925
〓）で溶体化処理し、次に水冷した。これらの断
片から取られた縦（Ｌ）／横（Ｔ）デユプリケー
ト試験片を引張りテストのために機械加工した。
破断じん性（K_Q）を測定するため、Ｌ−Ｔ方向
に51mm（2in）（Ｗ）×22mm（0.85in）（Ｂ）の断面
のコンパクトテンシヨン試験片を製造した。（Ｗ
は試験片の奥行、Ｂは厚さ）。また溶体化処理さ
れた状態の試料について密度（ρ）を測定した。
５種の合金について、同等の圧縮条件における組
成物の比較のためこれらの特性を表に示した。
この表においてρ＝密度、YS＝0.2％オフセツ
ト降伏強さ（耐力）、UTS＝最大引張り強さ、El
＝析損までの伸び率、RA＝析損における断面積
絞り率およびK_Q＝破断じん性。

【表】 この表は、すべての組成物が、一般的に承認
されている7075−T7鍛造特性に見合う強度以上
の強度を有することを示していいる。ビレツトＡ
は４比較試験片のうちで最大のじん性を有し、ま
たその降伏強さは他の４ビレツト以上または同等
であつた。しかしながらビレツトＡの低Li含有量
の故に、最高密度の被験合金であつた。低Mgと
高Liとを有するビレツトＣはビレツトＡに比べて
同等の密度と強度を有するが、破断じん性が低下
していた。 前記の表に示すように強度に対する組成の効
果は次のようである。(1)分散質レベルが一定に保
持されている場合、Liの増大は強度を増大した
（ビレツトＢ対ビレツトＡ）、(2)Mgの減少は強度
を減少した（ビレツトＣ対ビレツトＢ）、また(3)
分散質レベルの低下は強度を低下した（ビレツト
Ｂ対ビレツトＤ）。故にもしLiの増大が（分散質
レベルの制御による）強度の低下によつて相殺さ
れるならば、破断じん性を保持しながら密度が低
下されるであろう。また表は、低密度と高い強
度および破断じん性を有する酸素含有量0.4％、
さらには0.2％の合金を作ることができることを
示している。 表は４％Mgおよび２％Liの公称マグネシウ
ムおよびリチウム含有量と0.2〜0.4％の酸素含有
量とを有する合金の特性に対する粉末処理法の改
良と圧縮方法の変更の及ぼす影響を示す。

【表】 相異なるVHP温度（ビレツトＢ対ビレツトＦ）
で焼結された同様に処理された粉末は同等の引張
り特性を有していた。しかし、VHP温度の上昇
はじん性の顕著な増大を生じた。同じくVHP温
度を一定に保持しながら粉末処理パラメータを改
良すれば（ビレツトＧ対ビレツトＦ）引張り特性
を保持したが、またじん性をも改良した。両方の
プロセスの組合わせによつて成されたじん性の改
良は顕著である（ビレツトＧ対ビレツトＢ）。特
定組成物の同様の処理が表に示すビレツトの特
性を改良するものと考えられる。 実施例 ３ 機械的特性：溶体化処理、水冷および時効硬化 各合金について時効曲線を展開した。これらの
曲線から、ピーク硬度をうることなく585MPa
（85Ksi）UTSをうる目的で各合金について熱処
理を選定した。二，三の場合に、引張り特性は時
効曲線から予想された価との大きな差違を示し、
短い時効時間を選定すべきであつたことを表示し
ている。時効加工された合金の特性を表に示
す。これらの合金のきわめて大きな強度と大きな
強度差の故に、じん性の比較は行なわれなかつ
た。

【表】 ビレツトＡは非時効組成であるから、テストさ
れなかつた。 ビレツトＢ，ＦおよびＧはすべて同一組成であ
つて、これらはまた処理変数を最適化することの
利点を示している。“公称処理（nominally proc
−essed）”を受けたビレツトＢは、有意義な引張
りテストを実施するにはもろ過ぎた。プレス温度
を520℃（970〓）に上昇すると（ビレツトＦ）、
テストを行なうのに十分程度に延性が改良され、
520℃（970〓）VHP温度を改良粉末処理と結び
つければ（ビレツトＧ）、強度レベルを達成する
と共に顕著な延性を有する生成物を生じた。 低い強度レベルまで時効処理された場合、適当
な延性が展開され、585MPa（85Ksi）UTSおよ
び10〜11％の密度減少（7075と比較）を有する有
益な合金が製造される。 これらのテストから下記のことが結論される。 １ 溶体化処理された状態（水冷ののち）におい
て、これらの合金はすぐれた延性を伴なう高強
度を展開する。これは、機械的合金化工程が析
出硬化なしでAl−Mg−Li合金の強度を増大す
る能力によるものである。Al−４％Mg−２％
Li−1.15％Ｃ−0.2〜0.4％Ｏ合金の代表的特性
は、2.54Mg／m³の密度において462MPa
（67Ksi）YS、545MPa（79Ksi）UTS、10％伸
びである。 ２ 粉末処理パラメータと真空焼結温度の変動は
じん性に対して非常に顕著な作用を有し、462
（67）−483（70）MPa（Ksi）YSレベルにおい
て、引張り特性を本質的に変更することなく、
22mm（0.85in）厚さの試験片のK_Qを21.8（19.8）
MPa√（Ksi√）から29.6（26.9）MPa√
（Ksi√）に増大することが発見された。 ３ 二，三の合金においては強い時効硬化応答が
生じた。アンダエージング処理を受けた
2.53Mg／m³の密度を有するAl−４％Mg−２
％Li−0.8％Ｃ−0.3％Ｏ合金において、
559MPa（81Ksi）YS、593MPa（86Ksi）UTS、
4.5％伸びの特性レベルが得られた。前記の結
論(2)に述べられた処理−圧縮の利点は時効硬化
された合金についても適用され、586MPa
（85Ksi）UTSレベルまで時効硬化された組成
物に対して適用すれば、強度、延性およびじん
性のすぐれた組合わせを有する合金が展開され
ることを暗示している。 実施例 ４ 時効行動 510℃（950〓）〜520℃（970〓）の範囲の脱ガ
スと370℃（700〓）での押出しを含めて前記と本
質的に同様の方法で、種々の機械的合金化−分散
強化合金組成物を準備した。これらの合金を１時
間、495℃（925〓）〜570℃（1050〓）の温度で
溶体化処理し、常温水中で水冷した。溶体化処理
された合金試料を自然時効硬化させ、次に1000時
間までの種々の時間、それぞれ125℃（255〓）、
170℃（340〓）、190℃（371〓）および210℃
（410〓）の循環空気炉の中で人工時効硬化した。
これらの組成物は約1.5〜約２％のLiと、約１〜
４％のマグネシウムとを含有している。一般に、
２％Li−４％Mgを含有する合金については、約
125℃（255〓）の時効温度で約１〜４時間で最大
硬度が生じる。1.5％のLi、４％Mg、0.4％O₂お
よび1.15％のＣを含有し、510℃（950〓）で脱ガ
スし、370℃（700〓）で押出し、495℃（925〓）
で２時間溶体化処理し、水冷した合金について、
代表的な時効硬化研究を行ない、48時間までの時
間、170℃（340〓）で時効硬化した。24時間まで
はほとんど時効硬化の生じなうことが発見され
た。この発明によれば、時効硬化が行なわれたと
してもアンダーピーク硬度までである。即ちその
合金はアンダーエージングされる。30時間ピーク
硬度において、1.5％−４％Mg合金はある程度の
δ′析出の証拠を示した。495℃（925〓）での２時
間の溶体化処理と水冷ののち、試料は81.9ロツク
ウエルＢ硬度を示していた。常温で１日と14日後
の硬度測定はそれぞれ82.3および82.1の硬度を示
した。即ち本質的に無変化であつた。 合金が14日間常温に保持された場合に硬度変化
がないことを示すこのテストは、この合金が安定
であること、即ち常温でさらに時効硬化する傾向
のないことを証明している。 実施例 ５ 金属組織 この発明の範囲の組成を有する機械的合金化さ
れたAl−Li−Mg粉末の金属組織学的検査は、こ
れらの粉末が回転長円体であつて、均質な、よく
合金化されたミクロ組織を有することを示してい
る。粉末粒子の表面には、表面水和酸化物などの
表面汚染物がなく、もしこれがあれば合金の特性
を劣化させるであろう。 約5.4％の分散質を含有する機械的合金化され
たAl−1.5Li−4Mg合金の試料を510℃（950〓）
で脱ガスし、370℃（700〓）で押出し、研磨し、
10％NaOHで腐食された状態で金属組織学テス
トのために載置し検査した。この試験片はきわめ
て微細な結晶粒組織を有することが発見され、こ
れは1000Xまでの倍率の光学顕微鏡では解像する
ことができなかつた。このミクロ組織は非常にき
れいで均質であつた。これより高い倍率の電子顕
微鏡による観察は、約0.3〜約２ミクロン、平均
約0.75ミクロンの範囲の結晶粒組織を示した。こ
れらの結晶粒は押出方向において少し細長く、平
均長さ／直径比は1.3であつた。分散質、たとえ
ば酸化物および炭化物はマトリツクス全体に均質
に分布され、20〜30nmのサイズ範囲であり、酸
化物は炭化物より少し大であつた。電子回析によ
つて割出されたδ′（Al₃Li）超格子線の検出は、析
出物が特異的に固定するには小さ過ぎるけれども
δ′が押出された合金中に存在することを示してい
る。 この発明は前記の説明のみに限定されるもので
なく、その主旨の範囲内で任意に変更実施でき
る。また前記の説明および特許請求の範囲におい
て、種々のデータ値が英国単位およびS1単位で
示されている。引張り強さその他の機械的データ
の測定値は英国単位で得られ、密度、温度および
その他の値はS1単位で得られた。次に適当な換
算を行なつた。もし差違があれば、測定値が換算
値に優先するものとする。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％において0.5％乃至４％のリチウムと、
   １％乃至５％のマグネシウムと、少量のしかし強
   度増大に有効な量の２％までの炭素と、少量のし
   かし熱安定性に有効な量の１％までの酸素と、残
   分の本質的にアルミニウムとから成り、合金の分
   散質含有量は８体積％まで存在する機械的合金化
   分散強化粉末を準備するａ段階と、480℃乃至初
   期液化以下の温度との範囲内の温度で前記の機械
   的合金化粉末を脱ガスし焼結するｂ段階と、焼結
   された合金を425℃乃至570℃の温度で溶体化処理
   するｃ段階とを含み、このようにして溶体化処理
   された状態の合金のYSが少なくとも414MPa、
   伸び率が少なくとも７％、厚さ22mmの試験片にお
   ける破断靭性（K_Q）が少なくとも16.5MPa√
   である分散強化されたアルミニウム基合金の製造
   法。 ２ 溶体化処理された合金に対してピーク強度以
   下にまで時効硬化処理を実施する特許請求の範囲
   第１項による方法。 ３ 脱ガスは510℃乃至540℃の温度で実施される
   特許請求の範囲第１項の方法。 ４ 溶体化処理は480℃〜520℃の温度で、１乃至
   ４時間実施される特許請求の範囲第１項の方法。 ５ 時効硬化処理は120℃乃至210℃の温度で１時
   間乃至10時間実施される特許請求の範囲第１項の
   方法。 ６ 脱ガスされ焼結された合金において、リチウ
   ム含有量は1.5％以上、酸素含有量は0.5％を超え
   ない特許請求の範囲第１項の方法。 ７ 脱ガスされ焼結された合金の酸素含有量は
   0.2％乃至0.4％である特許請求の範囲第６項の方
   法。 ８ 脱ガスされ焼結された合金の酸素含有量は
   0.4％以下である特許請求の範囲第６項の方法。 ９ 脱ガスされ焼結された合金のリウチム含有量
   は１％乃至３％である特許請求の範囲第１項の方
   法。 １０ 脱ガスされ焼結された合金のリチウム含有
   量は1.5％乃至2.5％である特許請求の範囲第１項
   の方法。 １１ 脱ガスされ焼結された合金のマグネシウム
   含有量は２％乃至4.5％である特許請求の範囲第
   １項による方法。 １２ 脱ガスされ焼結された合金の炭素含有量は
   0.5％乃至２％である特許請求の範囲第１項によ
   る方法。 １３ 脱ガスされ焼結された合金の炭素含有量は
   0.8％乃至1.2％である特許請求の範囲第１項によ
   る方法。 １４ 本質的に重量で0.5％乃至４％のリチウム
   と、１％乃至５％のマグネシウムと、0.05％乃至
   ２％の炭素と0.05％乃至１％の酸素と残分アルミ
   ニウムとから成る機械的合金化分散強化アルミニ
   ウム基合金。 １５ 合金が溶体化処理されアンダーエージング
   される特許請求の範囲第１４項による合金。 １６ 合金が溶体化処理される特許請求の範囲第
   １４項による合金。 １７ 炭素水準が酸素水準を超える特許請求の範
   囲第１４項による合金。 １８ 酸素含有量が0.5％以下である特許請求の
   範囲第１４項の合金。 １９ 酸素含有量は0.2％乃至0.4％の範囲である
   特許請求の範囲第１４項による合金。 ２０ 炭素対酸素の重量比が少なくとも２対１で
   ある特許請求の範囲第１４項の合金。 ２１ 炭素対酸素の重量比が2.5対１以上である
   特許請求の範囲第１４項の合金。