JPH02166251A - 延性に優れたアルミニウム合金およびその製造法 - Google Patents
延性に優れたアルミニウム合金およびその製造法Info
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- JPH02166251A JPH02166251A JP32089888A JP32089888A JPH02166251A JP H02166251 A JPH02166251 A JP H02166251A JP 32089888 A JP32089888 A JP 32089888A JP 32089888 A JP32089888 A JP 32089888A JP H02166251 A JPH02166251 A JP H02166251A
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Landscapes
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
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】
[産業上の利用分野]
本発明は、合金元素としてリチウムを含むアルミニラム
合金で、強度が低下されることなく延性に侵れた合金お
よびその製造法に関する。
合金で、強度が低下されることなく延性に侵れた合金お
よびその製造法に関する。
[従来の技術1
一般に、アルミニウムに1重量%のリチウムを含有させ
ると、得られる合金の密度がアルミニウムに比較して約
3%低くなり、弾性率が約6%増加する。そこでアルミ
ニウム・リチウム合金は他のアルミニウム合金に比べて
軽量化が可能となる。
ると、得られる合金の密度がアルミニウムに比較して約
3%低くなり、弾性率が約6%増加する。そこでアルミ
ニウム・リチウム合金は他のアルミニウム合金に比べて
軽量化が可能となる。
現在、リチウムを2〜3重齢%含有させたアルミラム合
金が主として軽量化効果の大きい航空機等の構造用材料
として実用化が検討されでいる。
金が主として軽量化効果の大きい航空機等の構造用材料
として実用化が検討されでいる。
このアルミニウム・リチウム合金は、結晶組織中にδ−
相(A131−i金属間化合物、1−12構造)が析出
分散されて合金の71〜ツクスを強・化し剛性を高めて
いる。しかしこのアル4ミニウム・リチウム合金は、高
剛性を有するが延性が低いことが実用上の障害となって
いる。
相(A131−i金属間化合物、1−12構造)が析出
分散されて合金の71〜ツクスを強・化し剛性を高めて
いる。しかしこのアル4ミニウム・リチウム合金は、高
剛性を有するが延性が低いことが実用上の障害となって
いる。
このマトリックスの強化に寄与するδ−相の結晶構造は
L1z構造であり、マトリックスの】アルミニウムの結
晶構造(fcc)と整合するためδ−相での転位剪断が
おきやすい。しかも−度剪断が起こった部分はさらに転
位が通り易(なるため転位が集中する。その結果平面づ
べりを生じ、粒界に応力が集中し粒界から破壊する。ま
た粒界での析出物がその粒界領域から11を引抜い−て
生成するためLtの無析出領域(P F Z )が生成
される傾向がある。、そのため粒界領域部分が脆化する
。
L1z構造であり、マトリックスの】アルミニウムの結
晶構造(fcc)と整合するためδ−相での転位剪断が
おきやすい。しかも−度剪断が起こった部分はさらに転
位が通り易(なるため転位が集中する。その結果平面づ
べりを生じ、粒界に応力が集中し粒界から破壊する。ま
た粒界での析出物がその粒界領域から11を引抜い−て
生成するためLtの無析出領域(P F Z )が生成
される傾向がある。、そのため粒界領域部分が脆化する
。
これらの問題を取除くために、いくつかの冶金学的方法
がとられてきた。例えばアルミニウム・リチウム合金に
第三元素を添加する方法や、熱処理条件を制御して析出
する結晶構造を1■る方法などが知られている。
がとられてきた。例えばアルミニウム・リチウム合金に
第三元素を添加する方法や、熱処理条件を制御して析出
する結晶構造を1■る方法などが知られている。
例えば、特表昭60−502159号公報には、銅、マ
グネシウム、ジルコニウムなどの第3元素を添加するこ
とによりδ′相以外の析出相(θ−相A12CIJ、S
’−相△12CLJfVIg、β相△37r〉を析出さ
せることにより、剪断されにくい球状粒子を形成させ平
面すべりを均一化して延性を高める方法の開示がある。
グネシウム、ジルコニウムなどの第3元素を添加するこ
とによりδ′相以外の析出相(θ−相A12CIJ、S
’−相△12CLJfVIg、β相△37r〉を析出さ
せることにより、剪断されにくい球状粒子を形成させ平
面すべりを均一化して延性を高める方法の開示がある。
また特開昭60211057@公報には、破壊の起点と
なる粒界のPFZの生成を時効処理温度条件の制御など
により低減して延性を高める方法が開示されている。
なる粒界のPFZの生成を時効処理温度条件の制御など
により低減して延性を高める方法が開示されている。
さらに特表昭62−502295号公報には、アルミニ
ウム・リチウム合金にジルコニウム(Zr)を添加し、
さらに時効処理温度を制御することによりδ−球状粒子
の核に7r・を形成さぼる。この△l 3 (L i、
Zr)複合析出物により剪断抵抗を増大さU延性を高め
る方法の開示がある。
ウム・リチウム合金にジルコニウム(Zr)を添加し、
さらに時効処理温度を制御することによりδ−球状粒子
の核に7r・を形成さぼる。この△l 3 (L i、
Zr)複合析出物により剪断抵抗を増大さU延性を高め
る方法の開示がある。
[発明が解決しようとげる課題]
前記の技術で19られる合金材料はいづれも伸びが若干
改良されてはいるものの伸び吊は10%以下である。こ
の程度の延性しかない月料では、プレスなどの冷間加工
で割れてしまい構造材料として使用することができない
。例えば自動車のアルミニウムボデー構造材料として、
加工歪みの少ない部品として使用する場合でも10%程
度の伸度が必要とされている。
改良されてはいるものの伸び吊は10%以下である。こ
の程度の延性しかない月料では、プレスなどの冷間加工
で割れてしまい構造材料として使用することができない
。例えば自動車のアルミニウムボデー構造材料として、
加工歪みの少ない部品として使用する場合でも10%程
度の伸度が必要とされている。
前記の7rによる複合析出物の場合は、複合されている
部分が第2図に示すようにマトリックスやδ′相とよく
似た結晶構造であると考えられる。
部分が第2図に示すようにマトリックスやδ′相とよく
似た結晶構造であると考えられる。
そのため析出物の界面では両者の結晶構造が整合するた
め転位の剪断抵抗をもたらす粒子とはならない。その結
果Zr゛による複合析出物は剪断され、転位の通り道と
なり転位がマトリックスの結晶粒界に集積し亀裂が発生
するので、延性の改善が充分なされない。
め転位の剪断抵抗をもたらす粒子とはならない。その結
果Zr゛による複合析出物は剪断され、転位の通り道と
なり転位がマトリックスの結晶粒界に集積し亀裂が発生
するので、延性の改善が充分なされない。
またアルミニウム合金に銅を添加する例では、銅が重金
属元素であるので添加により比Φが増加し軽量化が失わ
れるため好ましくない。
属元素であるので添加により比Φが増加し軽量化が失わ
れるため好ましくない。
また熱処理の時効条件により金属組織を制御しようとす
る場合は、低温での時効が要求されるがこれには非常に
長時間を要する。
る場合は、低温での時効が要求されるがこれには非常に
長時間を要する。
本発明は、アルミニウム・リチウム合金の前記の問題点
を解決するもので合金の金属組織を制御することにより
優れた延性をもつアルミニウム合金およびその製造法を
提案することを目的とする。
を解決するもので合金の金属組織を制御することにより
優れた延性をもつアルミニウム合金およびその製造法を
提案することを目的とする。
[課題を解決するだめの手段]
本発明の第1は、リチウム1.5〜4.0重量%、ゲル
マニウム0.1〜2.5重量%、残部がアルミニウムよ
りなる合金で、Alx(Li、Ge)の複合析出物がア
ルミニウムのマトリックス中に存在してなる延性に優れ
たアルミニウム合金である。
マニウム0.1〜2.5重量%、残部がアルミニウムよ
りなる合金で、Alx(Li、Ge)の複合析出物がア
ルミニウムのマトリックス中に存在してなる延性に優れ
たアルミニウム合金である。
第2の発明は、リチウム1.5〜4.0重量%、ゲルマ
ニウム0.1〜2,5重量%、残部がアルミニウムにす
なる合金成分を溶解鋳造、1Jll工焼鈍、溶体化処理
とを順次行う加工処理工程と、120〜150℃で1・
〜10時間次いで170〜220℃で1〜100時間の
2段時効処理をおこなう時効処理工程とからなる延性に
優れたアルミニウム合金の製造法である。
ニウム0.1〜2,5重量%、残部がアルミニウムにす
なる合金成分を溶解鋳造、1Jll工焼鈍、溶体化処理
とを順次行う加工処理工程と、120〜150℃で1・
〜10時間次いで170〜220℃で1〜100時間の
2段時効処理をおこなう時効処理工程とからなる延性に
優れたアルミニウム合金の製造法である。
本発明の特徴は、合金のマトリックス中にゲルマニウム
を核とする△l 3 (L 1XGe)複合析出物が均
一に分散していることおよびその複合析出物を析出させ
る時効処理方法に有る。
を核とする△l 3 (L 1XGe)複合析出物が均
一に分散していることおよびその複合析出物を析出させ
る時効処理方法に有る。
この複合析出物はゲルマニウムを核としてその周囲に1
12構造のδ−相を形成した粒子である。
12構造のδ−相を形成した粒子である。
この核を形成しCいるゲルマニウムの結晶構造は、ダイ
ヤモンド構造であるためこのアルミニウム合金のマトリ
ックスのfccl造やA13Liのし12構造のδ−相
とば非整合界面を形成している。
ヤモンド構造であるためこのアルミニウム合金のマトリ
ックスのfccl造やA13Liのし12構造のδ−相
とば非整合界面を形成している。
このため転位によりマトリックスが剪断されるのをこの
析出物粒子が(いとめ、転(Qによる粒界破壊が閉止さ
れ、すべりは分散されて材料の延性が向上していると考
えられる。
析出物粒子が(いとめ、転(Qによる粒界破壊が閉止さ
れ、すべりは分散されて材料の延性が向上していると考
えられる。
この複合析出物の核を形成するゲルマニウムの添加量は
、0.1〜2.5重石%のifi囲である。
、0.1〜2.5重石%のifi囲である。
添加量が0.1重量%未満であると前記の複合析出物が
析出しない。一方添加量が2.5重量%を超えても前記
の複合析出物が析出せず、ゲルマニウムの粒子がマトリ
ックス中に析出して延性が低下する。、なJ’iゲルマ
ニウムは、複合析出物の核とならずにマトリックス中に
分散して存在すると強度の向トには幾分寄与づるが、延
性はそれほど向上せずゲルマニウム量が多くなると延性
は低下する傾向がある。
析出しない。一方添加量が2.5重量%を超えても前記
の複合析出物が析出せず、ゲルマニウムの粒子がマトリ
ックス中に析出して延性が低下する。、なJ’iゲルマ
ニウムは、複合析出物の核とならずにマトリックス中に
分散して存在すると強度の向トには幾分寄与づるが、延
性はそれほど向上せずゲルマニウム量が多くなると延性
は低下する傾向がある。
合金の71〜リツクスの一成分を組成J−るリチウムの
添加量は1.5〜4.0重間%である。1゜5重量%未
満であると合金密度は充分に低下せず、また弾性係数の
向上にならない。弾性係数はマトリックス強化とδ−粉
粒子A13Li)の析出の両者によって向上するが、1
.5重量%(5原子%)未満ではリチウムの過飽和度が
充分でないため析出強化は期待できない。又、アルミニ
ウムに対するリチウムの最大固溶上限が4.0重量%(
状態図より算出)であるため、これ以上添加しでもリチ
ウムは溶体化されないので添加量に見合った強化が期待
できず機械的性質も著しく向−卜しない。
添加量は1.5〜4.0重間%である。1゜5重量%未
満であると合金密度は充分に低下せず、また弾性係数の
向上にならない。弾性係数はマトリックス強化とδ−粉
粒子A13Li)の析出の両者によって向上するが、1
.5重量%(5原子%)未満ではリチウムの過飽和度が
充分でないため析出強化は期待できない。又、アルミニ
ウムに対するリチウムの最大固溶上限が4.0重量%(
状態図より算出)であるため、これ以上添加しでもリチ
ウムは溶体化されないので添加量に見合った強化が期待
できず機械的性質も著しく向−卜しない。
またこの合金にはリチウムの伯に銅、マグネシウム、ジ
ルコニウム、クロム、バナジウム、亜鉛、マンカン、チ
タン、ベリリ「クムの少な(とも−秤を添加量ることが
できる。その添加量は総量で5重量%以下であることが
好ましい。これらの元素を添加することにより、アルミ
ニウム合金の71〜リツクスの強度を向上させることが
できる。
ルコニウム、クロム、バナジウム、亜鉛、マンカン、チ
タン、ベリリ「クムの少な(とも−秤を添加量ることが
できる。その添加量は総量で5重量%以下であることが
好ましい。これらの元素を添加することにより、アルミ
ニウム合金の71〜リツクスの強度を向上させることが
できる。
この合金の製造法は、加工処理T稈と、時効処即T程と
からなる。加工処理工程は前記の組成の合金を溶解鋳造
し、加工焼鈍をおこない次いで溶体化処理をおこなう工
程である。まず溶解&I造工程として、アルミニウム合
金は融液として調製されインゴットに鋳造される。その
後加工焼鈍として諌ずインゴットが均一加熱される。次
いで圧延や押出し等の機械的加工により有用な形態に変
えられる。例えば熱間圧延し、焼鈍をおこなう。溶体化
処理工程は、前工程で得た形状体が所定の温度で熱処理
され水等の媒体で焼入れされる。もし合金が圧延または
押出しされているならば、通常その内部応力を緩和して
機械的特性を1するために、冷間加工がおこなわれる。
からなる。加工処理工程は前記の組成の合金を溶解鋳造
し、加工焼鈍をおこない次いで溶体化処理をおこなう工
程である。まず溶解&I造工程として、アルミニウム合
金は融液として調製されインゴットに鋳造される。その
後加工焼鈍として諌ずインゴットが均一加熱される。次
いで圧延や押出し等の機械的加工により有用な形態に変
えられる。例えば熱間圧延し、焼鈍をおこなう。溶体化
処理工程は、前工程で得た形状体が所定の温度で熱処理
され水等の媒体で焼入れされる。もし合金が圧延または
押出しされているならば、通常その内部応力を緩和して
機械的特性を1するために、冷間加工がおこなわれる。
次に複合析出物を71〜リツクス中に析出させるために
時効処理をおこなう。この時効処理では低温と高温を組
合せた二段の処理がおこなわれる。
時効処理をおこなう。この時効処理では低温と高温を組
合せた二段の処理がおこなわれる。
まず−段目は120〜150’Cの温度範囲で1〜10
時間熱処理をおこないゲルマニウム粒子による複合析出
物の核を形成させる。この温度が150℃を超えて烏く
なるとδ′相(A131i)が析出してゲルマニウムが
核とならない。まlここの温度が120℃未満ではゲル
マニウムが充分析出しないため核は形成されない。
時間熱処理をおこないゲルマニウム粒子による複合析出
物の核を形成させる。この温度が150℃を超えて烏く
なるとδ′相(A131i)が析出してゲルマニウムが
核とならない。まlここの温度が120℃未満ではゲル
マニウムが充分析出しないため核は形成されない。
次いで二段目は170〜220℃の温度範囲で1〜10
0時間熱51!l 3![!をおこなってゲルマニウム
の核のまわりにδ′相(A13Li)を形成させる。温
度が220℃を超えると析出が早くなり時間の管理が難
しく過時効になりやすく好ましくない。また170℃未
満では析出に非常に長時間を要し好ましくない。この条
件によりδ−相(A3Li)の析出が顕著におきること
を避けることが(・きるとともに核を含まないδ−相の
析出が阻止できる。
0時間熱51!l 3![!をおこなってゲルマニウム
の核のまわりにδ′相(A13Li)を形成させる。温
度が220℃を超えると析出が早くなり時間の管理が難
しく過時効になりやすく好ましくない。また170℃未
満では析出に非常に長時間を要し好ましくない。この条
件によりδ−相(A3Li)の析出が顕著におきること
を避けることが(・きるとともに核を含まないδ−相の
析出が阻止できる。
このようにして製造されるアルミニウム合金は、マトリ
ックスにゲルマニウムを核とする複合析出物が分散して
いる。この複合析出物で強化されているアルミニウム合
金のマトリックスの様子を第1図の拡大模式図で示づ。
ックスにゲルマニウムを核とする複合析出物が分散して
いる。この複合析出物で強化されているアルミニウム合
金のマトリックスの様子を第1図の拡大模式図で示づ。
[作用]
本発明のアルミニウム・リチウム合金は、ゲルマニウム
を添加することにまり八13(Li、Ge)複合析出物
をマトリックス中に析出分散させこれにより、結晶内で
のすべり面を均一化することができ転位による粒界破壊
を防いで、合金の延性を向上させることができる。
を添加することにまり八13(Li、Ge)複合析出物
をマトリックス中に析出分散させこれにより、結晶内で
のすべり面を均一化することができ転位による粒界破壊
を防いで、合金の延性を向上させることができる。
この複合析出物を合金のマトリックス中に均に分散させ
るために加工処理工程後に、二段時効処理を実施する。
るために加工処理工程後に、二段時効処理を実施する。
低温の一段目で核となるゲルマラムをマトリックス中に
析出さゼ、次いで高温の二段目でゲルマニウムを核とし
てδ−相を析出させて複合析出物を形成する。この二段
時効処理を実施することにより複合析出物をマトリック
ス中に確実に形成することができる。
析出さゼ、次いで高温の二段目でゲルマニウムを核とし
てδ−相を析出させて複合析出物を形成する。この二段
時効処理を実施することにより複合析出物をマトリック
ス中に確実に形成することができる。
[実施例]
以下実施例により本発明を説明づる。
(実施例1)
(溶解鋳造工程)
1.8tJ量%のリチウムと0.5重量%のゲルマニウ
ムおよび残部アルミニウム(不純物を含む)の各金属を
740℃で加熱し溶解鋳造してインゴットを得た。
ムおよび残部アルミニウム(不純物を含む)の各金属を
740℃で加熱し溶解鋳造してインゴットを得た。
(加工焼鈍工程)
このインゴットを600℃で24時間均質化処理をした
。次に400℃の温度で断面減少率で約50%の熱間圧
延し、再び600℃で8時間焼鈍をした後、約30%の
冷間圧延を施した。
。次に400℃の温度で断面減少率で約50%の熱間圧
延し、再び600℃で8時間焼鈍をした後、約30%の
冷間圧延を施した。
(溶体化]:程)
このようにして得た展伸材を550℃で8時間溶体化処
理して氷水中にいれて焼入れをおこなって加工処理工程
を終えた。
理して氷水中にいれて焼入れをおこなって加工処理工程
を終えた。
(時効処理]7程)
前記の加工処理をしだ展伸材は140℃で2時間の低温
時効処理と190°Cで12時間の高温時効処理をおこ
なつ/L O このようにして得た△1−L1−Ge三元合金を電子顕
微鏡を用いて暗視野像で観察した結果、第1図の拡大模
式図に示したような微細構造を示した。A13(l−i
、Ge)複合析出vA5の部分からは、[−12構造の
δ−相2とダイアモンド構造のゲルマニウム核1の両方
の回折図形が認められた。 この組織をもつ材料で引張
試験用のデス1〜ピースを作製し、引張試験をおこなっ
た。結果を第1表に示す。
時効処理と190°Cで12時間の高温時効処理をおこ
なつ/L O このようにして得た△1−L1−Ge三元合金を電子顕
微鏡を用いて暗視野像で観察した結果、第1図の拡大模
式図に示したような微細構造を示した。A13(l−i
、Ge)複合析出vA5の部分からは、[−12構造の
δ−相2とダイアモンド構造のゲルマニウム核1の両方
の回折図形が認められた。 この組織をもつ材料で引張
試験用のデス1〜ピースを作製し、引張試験をおこなっ
た。結果を第1表に示す。
比較例1としてゲルマニウムを含まずリチウムが1.8
重量%のアルミニウム合金を、実施例と同様に加工処理
をし、時効処理は高温の190℃で12時間の一段処理
で得た材料で同様にテストピースを作製して引張試験を
おこなった。結果を第1表に示す。
重量%のアルミニウム合金を、実施例と同様に加工処理
をし、時効処理は高温の190℃で12時間の一段処理
で得た材料で同様にテストピースを作製して引張試験を
おこなった。結果を第1表に示す。
実施例では引張り強度が向上し、特に伸びは比較例が3
.2%であるのに対して本実施例は130%の伸びを示
し延性が一段と向上した。
.2%であるのに対して本実施例は130%の伸びを示
し延性が一段と向上した。
(実施例2)
自動車用ボデー構造に使用可能な強度と延性を備えさら
に軽量の材料を得るためAl1−1 Ge三元系にさら
に銅、マグネシウム、ジルコニウムを添加した。その組
成はli2.5重間%、Qe、o、7重量%、Cu11
.0重間%、Mg、0.8重量%、Zr、0.1重量%
および残部Aの合金成分で実施例1と同じ加工処理を施
し、540℃で3時間の溶体化処理をおこなった。
に軽量の材料を得るためAl1−1 Ge三元系にさら
に銅、マグネシウム、ジルコニウムを添加した。その組
成はli2.5重間%、Qe、o、7重量%、Cu11
.0重間%、Mg、0.8重量%、Zr、0.1重量%
および残部Aの合金成分で実施例1と同じ加工処理を施
し、540℃で3時間の溶体化処理をおこなった。
時効処理は140℃で2時間の低温処理と190℃で8
時間の高温処理の二段階処理をおこなつ第1表 第2表 第3表 た。
時間の高温処理の二段階処理をおこなつ第1表 第2表 第3表 た。
得られた材料の組織を電子顕微鏡により観察した結果第
3図に拡大模式図で示したようにθ−相6(AlzCu
)針状、S′相8(AI2CUMg)針状またはラス状
、β相7(A13Zr)球状とθ′相5(Al1 (1
,−1Ge))球状とが認められた。これらの析出物粒
子はいずれも転位の!1g断抵抗どなり合金の強度と延
性を向コーさせる。
3図に拡大模式図で示したようにθ−相6(AlzCu
)針状、S′相8(AI2CUMg)針状またはラス状
、β相7(A13Zr)球状とθ′相5(Al1 (1
,−1Ge))球状とが認められた。これらの析出物粒
子はいずれも転位の!1g断抵抗どなり合金の強度と延
性を向コーさせる。
従来かlう開発されている8090合金や2019合金
ではδ−相のみ転位に剪断されやすいため元合金の場合
と同様にδ−相剪断部にすべりの集中がおこる。本発明
の合金の場合、δ−粉粒子改良されているので剪断抵抗
はθ′相、S′相、β相と同等ですべりは分散し延性が
改善される。本実施例品と従来品の8090合金につい
て引張試験をおこなった結果を第2表に示す。引張強度
、0.2%耐力は8090合金と同程度であるが、延性
においては著しく改善されている。(伸び13.0%)
これは軽量自動車ボデー構造用部材としての特性を満足
している。
ではδ−相のみ転位に剪断されやすいため元合金の場合
と同様にδ−相剪断部にすべりの集中がおこる。本発明
の合金の場合、δ−粉粒子改良されているので剪断抵抗
はθ′相、S′相、β相と同等ですべりは分散し延性が
改善される。本実施例品と従来品の8090合金につい
て引張試験をおこなった結果を第2表に示す。引張強度
、0.2%耐力は8090合金と同程度であるが、延性
においては著しく改善されている。(伸び13.0%)
これは軽量自動車ボデー構造用部材としての特性を満足
している。
(実施例3)
前記の実施例で得られるゲルマニウムで改良されたδ−
相が形成する合金成分と時効処理の条件を電子顕微鏡に
より検討した。球状粒子の中にゲルマニウムの核が形成
されているかどうかは典型的な場合を除けば暗視野像で
の観察は難しい。そのため制限視野回折図形をとりδ−
相のL12構造と同時にゲルマニウムのダイアモンド描
込がみられるかどうかによりこれを調べ!、:、、結果
を第3表に示す。
相が形成する合金成分と時効処理の条件を電子顕微鏡に
より検討した。球状粒子の中にゲルマニウムの核が形成
されているかどうかは典型的な場合を除けば暗視野像で
の観察は難しい。そのため制限視野回折図形をとりδ−
相のL12構造と同時にゲルマニウムのダイアモンド描
込がみられるかどうかによりこれを調べ!、:、、結果
を第3表に示す。
時効処理を一段でおこなった比較例の場合はゲルマニウ
ムの量が0.5重量%(No、10>、2.5重量%(
No、11)添加しても複合析出物は認められず伸びの
向上がなかった。つまり低温での時効処理をa3こなわ
ないとゲルマニウムは複合析出物の核とならない。一方
二段時効処理で140℃で2または5時間、190°C
で12時間の時効処理をおこなった場合(No、3.4
,5゜6)にはゲルマニウムの間が0.5〜2.5重量
%の時は、ゲルヤニラムが核となって複合析出物が形成
されているのが認められた。なお、ゲルマラム量が0.
3重量%で時効処理が140℃10時間、190℃10
0時間のNo、lおよびゲルマニウム量が0.5重量%
で時効処理が120℃で10時間、190℃で12時間
のN022では複合析出物の析出に時間および温疫を他
の場合より長くした。
ムの量が0.5重量%(No、10>、2.5重量%(
No、11)添加しても複合析出物は認められず伸びの
向上がなかった。つまり低温での時効処理をa3こなわ
ないとゲルマニウムは複合析出物の核とならない。一方
二段時効処理で140℃で2または5時間、190°C
で12時間の時効処理をおこなった場合(No、3.4
,5゜6)にはゲルマニウムの間が0.5〜2.5重量
%の時は、ゲルヤニラムが核となって複合析出物が形成
されているのが認められた。なお、ゲルマラム量が0.
3重量%で時効処理が140℃10時間、190℃10
0時間のNo、lおよびゲルマニウム量が0.5重量%
で時効処理が120℃で10時間、190℃で12時間
のN022では複合析出物の析出に時間および温疫を他
の場合より長くした。
[効果]
以に説明したように、本発明に係るアルミニウム合金は
、ゲルマニウムを核としてθ′相(A3 L−i )が
粒子を形成した複合析出物がマトリックス中に存在する
ため延性の改善に効果があるばかりでなく強度も向上す
る。また、このゲルマラムは少量の場合は析出せずにマ
トリックス中に固溶しており固溶体を強化して合金の強
度をF昇させることができる。
、ゲルマニウムを核としてθ′相(A3 L−i )が
粒子を形成した複合析出物がマトリックス中に存在する
ため延性の改善に効果があるばかりでなく強度も向上す
る。また、このゲルマラムは少量の場合は析出せずにマ
トリックス中に固溶しており固溶体を強化して合金の強
度をF昇させることができる。
また本発明に係るアルミニウム合金の製造法は、通常の
加工処理をした後、低温と高温の二段の時効処理により
比較的短時間の熱処理で複合析出物を形成Jることがで
きる。
加工処理をした後、低温と高温の二段の時効処理により
比較的短時間の熱処理で複合析出物を形成Jることがで
きる。
この複合析出物はダイ)フモンド構造のゲルマラムを核
としてその周囲にA13Liのδ−相を形成しており、
マトリックスのfcc構造とは異なる。したがって、転
位やすべり面への剪断抵抗の接点どなって合金素材の延
性の向上に寄与しているものと考えられる。
としてその周囲にA13Liのδ−相を形成しており、
マトリックスのfcc構造とは異なる。したがって、転
位やすべり面への剪断抵抗の接点どなって合金素材の延
性の向上に寄与しているものと考えられる。
第1図は本発明の合金の析出#]織の拡大模式図であり
、第2図は従来例の7rによる複合析出物の組織の拡大
模式図であり、第3図は実施例2にかかる合金の析出組
織の拡大模式図である。 1・・・・・・ゲルマニウムの核 2・・・・・・δ′相 3・・・・・・アルミニウム合金のfcc構造4・・・
・・・Al−Zr化合物 5・・・・・・複合析出物 6・・・・・・θ−相 7・・・・・・β相8
・・・・・・S−相 特許出願人 トヨタ自動車株式会社代理人
弁理士 大川 宏
、第2図は従来例の7rによる複合析出物の組織の拡大
模式図であり、第3図は実施例2にかかる合金の析出組
織の拡大模式図である。 1・・・・・・ゲルマニウムの核 2・・・・・・δ′相 3・・・・・・アルミニウム合金のfcc構造4・・・
・・・Al−Zr化合物 5・・・・・・複合析出物 6・・・・・・θ−相 7・・・・・・β相8
・・・・・・S−相 特許出願人 トヨタ自動車株式会社代理人
弁理士 大川 宏
Claims (2)
- (1)リチウム1.5〜4.0重量%、ゲルマニウム0
.1〜2.5重量%、残部がアルミニウムよりなる合金
で、Al_3(Li、Ge)の複合析出物がアルミニウ
ムのマトリックス中に存在してなる延性に優れたアルミ
ニウム合金。 - (2)リチウム1.5〜4.0重量%、ゲルマニウム0
.1〜2.5重量%、残部がアルミニウムよりなる合金
成分を溶解鋳造、加工焼鈍、溶体化処理とを順次行う加
工処理工程と、120〜150℃で1〜10時間次いで
170〜220℃で1〜100時間の2段時効処理をお
こなう時効処理工程とからなる延性に優れたアルミニウ
ム合金の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP32089888A JPH02166251A (ja) | 1988-12-20 | 1988-12-20 | 延性に優れたアルミニウム合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP32089888A JPH02166251A (ja) | 1988-12-20 | 1988-12-20 | 延性に優れたアルミニウム合金およびその製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02166251A true JPH02166251A (ja) | 1990-06-26 |
Family
ID=18126501
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP32089888A Pending JPH02166251A (ja) | 1988-12-20 | 1988-12-20 | 延性に優れたアルミニウム合金およびその製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02166251A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109695011A (zh) * | 2018-06-20 | 2019-04-30 | 蔚来汽车有限公司 | 一种铝合金零件的热处理方法 |
CN111676431A (zh) * | 2020-04-30 | 2020-09-18 | 中南大学 | 一种铝锂合金双级连续时效处理方法 |
CN114657424A (zh) * | 2022-03-07 | 2022-06-24 | 北京科技大学 | 一种Al-Ge-Li系铝合金及制备方法 |
-
1988
- 1988-12-20 JP JP32089888A patent/JPH02166251A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109695011A (zh) * | 2018-06-20 | 2019-04-30 | 蔚来汽车有限公司 | 一种铝合金零件的热处理方法 |
CN111676431A (zh) * | 2020-04-30 | 2020-09-18 | 中南大学 | 一种铝锂合金双级连续时效处理方法 |
CN114657424A (zh) * | 2022-03-07 | 2022-06-24 | 北京科技大学 | 一种Al-Ge-Li系铝合金及制备方法 |
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