JPH02247361A - アルミニウム合金の熱処理方法 - 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、アルミニウム基材料の熱処理方法に関し、更
に詳しくは、アルミニウム・リチウム合金を含む材料の
強度・靭性の組合せを向上させる方法に関し、更に、超
塑性成形された、強度の向上したアルミニウム基材料に
関する。

〔従来の技術〕

今日の航空宇宙産業において、燃料コストは重要な経済
的要因である。航空機の設計および製造においては、燃
料効率および全体性能を高める努力が常になされている
。その方法の一つは、構造部材に用いる材料の強度、破
壊靭性および／または耐食性を維持しまたは高めながら
、その実効重量を減少させることである。

アルミニウム合金製の材料を溶体化、急冷および時効処
理することによって物理的性質を高めることが知られて
いる。最も自然な形の時効は、材料を長時間室温程度に
放冷しておいても起る。しかし、より実用的な時効は、
材料を人工的に昇温させて、より短時間保持することに
よって行なう。

７０００系アルミニウム合金（Ａｌｕｍｉｍｕｍ　Ａｓ
５ｏｃｉａｔｉｏｎの表記法）で作られた材料を、２工
程あるいは２段階で人工時効することが知られている。

第１工程では、約９６〜１３５℃（２０５〜２７５″Ｆ
）で材料を析出強化する。ただし、米国特許２．２４８
．１８５では１７７℃（３５０°Ｆ）という高温で行な
っている。次に、この材料を２３２℃（４５０°Ｆ）未
満、望ましくは約１４９〜１９３℃（３００〜３８０°
Ｆ）で更に加熱することによって、耐腐食割れ性または
強度特性を高める。

このような２段階処理の例として、米国特許３．２３１
，４３５、同３，８８１，９６６、同３，９４７，２９
７、同４．０３０，９４７、および同４，３０５．７６
３がある。

また、Ａ１−Ｍｇ−３ｔおよびＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ押出し
品についても多段階時効が知られている。

たとえば、米国特許４，４９５，００１では、このよう
な押出し品をまず１６０〜２００℃（３２０〜３９２°
Ｆ）の第１処理帯を４５〜６０分間通した後、２３０〜
２６０”Ｃ（４４６〜５００°Ｆ）の第２処理帯を１０
〜２０分間通す。米国特許４，２１４．９２５には、Ａ
ｌ　−Ｍｇ−３ｔ合金製のろう付はアルミニウムフィン
熱交換器の製造方法が開示されている。この方法の一部
分として、５０〜１００℃（１２２，２１２°Ｆ）で１
０時間以上保持する第１熱処理と、その後に行なう１５
０〜１７５℃（３０２〜３４７°Ｆ）で１６時間以上保
持する第２熱処理とを含む２段階時効方法が開示されて
いる（同特許の第６図）。

更に、Ｚｎ含有および銅含有アルミニウム合金製材料を
高温から低温までの温度で時効する熱処理方法が知られ
ている。たとえば、米国特許３、３０５．４１０には、
上記材料を１６３〜２４６℃（３２５〜４７５°Ｆ）で
時効した後、９３〜１７７℃（２００〜３５０″Ｆ）で
更に時効する方法が示されている。しかし、この方法は
、特に２０１７．２０２４．７０７５合金製材料に適用
可能と考えられる。米国特許３，１９８，６７６には、
処理対象材のＺｎ量によって変更を行なう２段階時効が
開示されている。特に、Ｚｎｌが７．５ｗｔ％未溝の場
合には、第１段階で９３〜１３５℃（２００〜２Ｔ５’
ｎ　、　５〜３０時間の時効を行なう。Ｚｎ量が７．５
ｗｔ％以上の場合には、第１段階で７９〜１３５℃（１
７５〜２７５°Ｆ）、３〜３０時間の時効を行なう。い
ずれの場合にも、第２段階では１５７〜１９３℃（３１
５〜３８０°Ｆ）、２〜１００時間の時効を行なう。

航空宇宙産業においては、アルミニウムにリチウムを添
加することによって、多くの場合に合金の比重が低下し
て実効重量が低減されることがよく知られている。ただ
し、アルミニウムにリチウム添加すると問題が生ずるこ
とも事実である。すなわち、鋳造および取扱い上の問題
以外に、リチウム添加したアルミニウム合金は延性およ
び破壊靭性が低下する。したがって、リチウム含有アル
ミニウム合金を航空宇宙産業で一般的に用いるには、強
度および破壊靭性の両方を向上させる方法を開発するこ
とがまず必要である。

粉末冶金技術によって分散強化型アルミニウム・リチウ
ム合金製材料を製造する方法が公知である。

成形後の材料を溶体化し、急冷してから９５〜２６０℃
（２０３〜５００″Ｆ）で１〜４８時間時効することが
できる（米国特許４，４０９．０３８）。また、米国特
許４，６０３，０２９に示されているように、アルミニ
ウム・リチウム合金製材料を９３〜１４９℃（２００〜
３００°Ｆ）の１段階時効によって熱処理することが知
られている。米国特許４．６４８．９１３に示されてい
るように、アルミニウム・リチウム合金に、時効に先だ
って、約３％以上の引張り伸びに相当する冷間加工を施
すことによって更に特性向上が可能であり、この開示内
容を本明細書中で参考として取り入れである。

ソ連特許７０７，３７３には、Ａｊ！　−Ｃｕ　−Ｌ　
ｉ　−Ｍｎ−Ｃｄ合金製品を熱処理するための２段階時
効方法が開示されている。第１段階では、製品を１４５
〜１５５℃（２９３〜３１０°Ｆ）で３〜４時間時効す
る。

第２段階では、１８０〜１９０℃（３５６〜３７４°Ｆ
）で３〜４時間時間時効する。ソ連特許９９４，１１２
には、押出されたアルミニウム・マグネシウム・リチウ
ム合金製部材の耐食性向上のための２段階時効が示され
ている。しかし、この方法の第２段階の時効は、４００
〜４２０℃（７５２〜７８８°Ｆ）の高温で行なう必要
がある。

更に、Ｃｕ−Ｎｉ−３ｎ合金のスピノーダル分解特性を
利用して強度および応力緩和抵抗を向上させることが知
られている。このような合金で作られた製品の例は、米
国特許３，９３７，６３８、同４．０５２．２０４　、
同４，０９０，８９０、同４，１４２，９１８、および
同４，６４１，９７６に示されている。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明の基本的な目的は、アルミニウム・リチウム基材
料の破壊靭性を劣化させずに相対的強度を向上させる熱
処理方法を提供することである。

本発明のもう一つの目的は、合金量のリチウム、銅、お
よびマグネシウムを含有する析出強化型アルミニウム合
金製品の強度および破壊靭性を共に向上させる処理方法
を提供することである。

本発明のもう一つの目的は、本質的にＡｌ−ＬｉＣｕ−
Ｍｇ合金から成る材料の強度と破壊靭性の組合せを向上
させる低温・高エネルギ効率の処理方法を提供すること
である。

本発明のもう一つの目的は、固溶元素のクラスタ形成、
スピノーダル分解（あるいは連続的規則化）のようなり
ラスタ形成反応の促進、および比較的低温での強化析出
物の形成を伴う金属強化特性を利用できる、溶体化処理
されたアルミニウム基材料を提供することである。

本発明のもう一つの目的は、今日の航空宇宙産業の要請
に対応できる製品を製造するために、析出強化型アルミ
ニウム・リチウム合金を含む材料を人工時効する２段階
法を提供することである。

本発明のもう一つの目的は、超塑性成形されたアルミニ
ウム合金製材料およびアルミニウム含有複合材料の強度
を向上させる方法を提供することである。

〔課題を解決するための手段〕

上記の目的は、本発明にしたがえば、固溶元素がクラス
タリングして強化析出物の形成および成長のための核を
生成する第１の温度と、強化析出物が固溶する第２の温
度とを有するアルミニウム合金で作られた材料を熱処理
する方法において、（ａ）　　前記材料を加熱すること
によって、前記合金の固溶可能成分を実質的に全て固溶
させる工程、（ｂ）　　上記材料を象、冷媒体で急冷さ
せる工程、および （ｃ）（ｉ）前記第１の温度以下で数時間から数カ月間
時効した後（ｉｉ　）前記第１の温度より高く前記第２
の温度より低い温度で、所要強度が得られるまで時効す
ることによって、前記材料を析出強化させる工程 を含んで成る熱処理方法によって達成される。

また、上記の目的は、本発明にしたがえば、アルミニウ
ム・リチウム合金を含む溶体化された材料の強度・靭性
の組合せを向上させる方法において、 （ａ）　　前記材料を、約９３℃（２００°Ｆ）の第１
の温度以下の１種類以上の温度で数時間から数カ月間時
効する工程、および （ｂ）　　上記時効した材料を、上記第１の温度より高
く約２１９℃（４２５°Ｆ）の第２の温度より低い１種
類以上の温度で約３０分以上時効する工程を含んで成る
方法によっても達成される。最も望ましくは、本質的に
２０００系または８０００系アルミニウム合金から成る
材料を、約８２℃（１８０″Ｆ）の第１温度で約２４時
間時効してから、約１６３℃（３２５°Ｆ）で約１６時
開時に時効する。

本発明の方法は、超塑性成形されたアルミニウム材料お
よびアルミニウム含有複合材料の強度および／または破
壊靭性を向上させることもできる。

以下に、添付図面を参照し、実施例によって本発明を更
に詳しく説明する。

〔実施例〕

まず、実施例の説明で用いる下記用語を説明する。

「ピーク強度」：特定の合金で達成し得る最高強度また
はその付近の実測強度。

「所要強度」：ピーク強度以下の、特定の合金用途にと
って十分な実測強度。

［固溶元素のクラスタリングＪ　：特定の合金について
の不安定ソルバス温度（第３図のＴＩ）より低い１種以
上の温度で起る固相反応。このようなりラスタリングに
は次の変態機構が含まれる。

すなわち、スピノーダル分解、スピノーダル規則化、連
続的規則化、調和規則化、および固溶原子空孔クラスタ
ー形成である。この用語はこの現象に関するその他の言
い方も含める。

「強化析出物」：合金中の転位の運動を妨害することに
よって合金を強化する準安定相または安定相。典型的な
析出物としては、ＴＩ、　　θ′。

δ　　Ｓ　’　ｇ　Ｔ　’　ｇ　Ｔ　Ｉ　’　＋　Ｔ　
２　’　＋　　ζ′およびζがあり、これらのいくつか
は第３図の典型的なＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ合金の平衡状態図
中に出現している。これら以外のタイプの強化析出物と
してはギニエ・ブレストン（ＧＰ）ゾーンがあり、普通
これは相分離過程の初期段階に形成される。（ただし、
ＧＰゾーンやこれに類するものは、低温の人工時効での
クラスタリングの盪にも形成されると考えられる。） 「破壊靭性」　：不安定亀裂成長に対する材料の抵抗。

「析出強化型合金」：熱処理によって強度および／また
は破壊靭性を向上させることができる合金（またはアル
ミニウム含有複合材料）。上記の性質向上の一部は人工
時効による強化析出物の形成および成長に伴って得られ
る。典型的な析出強化型合金には、はとんどの２０００
系、７０００系、および８０００系（Ａｌｕｗｉｎｕ＋
ｍ　Ａｓ５ｏｃｉａｔｉｏｎ規格）のアルミニウム合金
が含まれ、たとえば２０９０．２０９１゜８０９０、８
０９１．　　Ｘ８０９０Ａ、　　Ｘ８１９２やソノ他実
験的なリチウム含有アルミニウム基合金である。

「超塑性成形された」：素材たとえば析出強化型アルミ
ニウム・リチウム合金が特定の温度・歪速度条件下で、
局所的ネッキングによる破断を生ぜずに、大きな変形（
たとえば１００％以上の引張伸び）をすることができる
能力すなわち超塑性を発揮する条件下で成形されたとい
う意味である。

「冷間加工」：合金の融点（絶対温度）の約２分の１よ
り低温で弾性および／または塑性変形を行なうこと。公
知の冷間加工方法には、延伸加工、冷間圧延、圧縮応力
解放、および冷間圧鍛造等がある。

第１図に、本発明にしたがってアルミニウム合金製材料
１を熱処理する多様な工程を示す。この方法に基本的に
含まれる工程は、（ａ）材料１を、実質的に全ての固溶
可能な合金成分を固溶させるのに十分な時間熱処理する
工程２、Φ）急冷媒体中でこの材料を急冷する工程３、
および（ｃ）　（ｉ　）固溶原子のクラスタリングによ
って強化析出物の形成および成長のための核が生成する
第１の温度以下で、すなわち約０．５％のリチウムを含
有するアルミニウム合金については約９３℃（２００°
Ｆ）以下で時効４を行なってから、（ｉｉ）強化析出物
が固溶する第２の温度より低温で、すなわち上記の合金
については約２１９℃（４２５°Ｆ）より低温で更に時
効５を行なうことによって上記の材料を析出強化する工
程である。（説明の便宜上、上記の方法を数段階に明確
に分けである。しかし、本発明の方法は、以下に第２ｂ
図の実施例で説明するように、各段階の間に明瞭な一線
を画さずに行なうことができる。）得られる材料６は強
度および破壊靭性が向上したものである。

全く不都合を伴わずに、第１図の基本的熱処理方法に付
加的処理工程を含めることができる。たとえば、材料１
は溶体化熱処理２に先だって超塑性成形（１ａ）されて
いてもよい。また、この時効方法に、米国特許４，６４
８，９１３の冷間加工方法を含めることもできる。たと
えば、段階４および／または５に先だって約１〜８％の
延伸加工３ａおよび／または３ｂを意図的に行なうこと
によってＡ１−Ｌｉ合金製材料の強度レベルを更に高め
ることができる。

第２ａ図に、本発明と公知の１段階または２段階時効方
法と比較する時間・温度線図を示す。本発明の２段階法
は図中に実線１０で示したように、まず約３９９〜５６
６℃（７５０〜１０５０°Ｆ）の範囲の１種以上の温度
で、実質的に全ての固溶可能成分が固溶するまで熱処理
１１を行なう。溶体化熱処理（ＳＨＴ）は、処理対象材
の寸法および個数に応じて、連続処理でもバッチ処理で
もよく、数秒から数時間まで行なわれる。それは、材料
が望ましい５）ＩＴ湿温度ひとたび達すると、溶体化の
効果がかなり急速に生ずるからである。溶体化熱処理１
１の後で、急冷媒体中で実質的に室温２１℃（７０°Ｆ
）まで急冷する（１２）。この急冷は、温水または冷水
その他の液体冷却媒体に浸漬またはこれを噴霧する等の
公知の手段で行なえばよい。最終製品の残留応力を防止
または低減させるために冷却をゆっくり行ないたい場合
には、空気冷却を行なってもよい。

溶体化熱処理１１および急冷１２を行なった後、第２ａ
図中にロール１２ａで示したように任意に延伸その他の
冷間加工を行なうことができる。時効段階の間に種々の
程度の冷間加工を施すと、本発明にしたがって処理され
た材料の特性を更に向上させることができる。ここで、
本発明の一実施態様では、約８２℃（１８０°Ｆ）の第
１温度１３で時間ｔ１加熱してから、約１６３℃（３２
５°Ｆ）の第２時動部度１４で時間ｔ８の加熱を行なう
。最適な時間も、および１ｇは、熱処理対象材の合金成
分、不純物レベル、材料の寸法と厚さ、および個数によ
って変わるので、第２ａ図の各軸には特定の目盛を付し
てない。しかし、本発明は多くのアルミニウム基材料に
ついて、他の公知の１段階または２段階時効法にくらべ
て、強度と破壊靭との組合せを向上させることができる
。特に、本発明は、米国特許４，４０９．０３８の１段
階時効法（第２ａ図中の破線２０）およびソ連特許７０
７　、３７３の２段階法（同図中の点線３０）にくらべ
て、より向上した結果が得られる。

第２ｂ図に、これらのまたはより良い結果を得るための
他の諸態様を比較して示す。本発明の第１実施例（実線
１００）では１、析出強化型材料を溶体化処理しく１１
１）　、急冷媒体中でこの材料を急冷しく１１２）　、
９３℃（２００″Ｆ）以下で時間む、（数時間〜数カ月
）の時効を行ない（１１３）　、その後これより高＜２
１９℃（４２５°Ｆ）より低い温度で時間ｔｔ　　（３
０分以上）の時効を更に行なう。図示したように、実線
１００には、第１時効段階１１３と第２時効段階１１４
との間に少なくとも１回の意図的な中断１１５が含まれ
ている。この中断は、材料を第１加熱媒体（たとえば大
気炉等）からより高温の第２加熱媒体（たとえば溶融金
属バス、高温油バス、ソルトバス等）に移す時間を表わ
している。

この時間（数秒であったり、数週間であったりする）の
間に、材料は少なくともある程度冷却される。また、場
合によっては、中断１１５は、第２時効段階１１４に先
だって材料を室温近（にまで意図的に急冷することを表
わす、このような急冷によって、第１時効段階で得られ
た材料の状態が固定されると考えられる。

本発明の方法は、誘導加熱タイプの炉内で、または流動
床タイプの装置を用いて、段階１１３と１１４との間に
明確な中断を行なわずに実施することもできる。第２ｂ
図に破線１２０で示したように、本発明の第１の変更態
様では、第１保持温度Ｔ、から第２保持温度Ｔ！までを
ほぼ連続的に傾斜昇温させる。実際上は、材料が加熱さ
れる現実の温度は、第２ｂ図に点線１３０で示した変更
態様２のそれにより類似している。それは、現在のほと
んどの設備で１個以上の材料を正確な保持温度に維持す
ることは、不可能ではないとしても、非常に困難だから
である。炉の温度を一定に維持することはできるが、炉
内の装入物（材料）の温度は、材料毎に、端部と中央部
で、そして時刻によって、変化する。多（の時効処理に
おいて、特定の温度範囲への昇温中および／またはそこ
からの降温中に生ずる全ての析出強化効果を総合的に考
慮する方が妥当性がある。この効果は米国特許３．６４
５．８０４に詳しく開示されており、その開示内容は参
考として本明細中にも取り入れた。そのため、本発明の
もう一つの実施態様では、アルミニウム合金製材料を、
第１の温度範囲で溶体化熱処理しく１３１）、急冷しく
１３２）　、第２の温度範囲の１種以上の温度で時効し
く１３３）　、そして第３の温度範囲の１種類以上の温
度で時効する（１３４）　、図には示していないが、こ
の変更態様でも範囲１３３と１３４の間で１１５と同様
に意図的な中断を行なってもよい。更に効率的な、コン
ピュータプログラマブル炉を開発すれば、非常に遅い昇
温速度（一定または変動）で第１段階から第２段階まで
を進行することによって、第２ｂ図の一点鎖線１３０で
示した１段階時効の変更態様に似た熱処理を行なって、
本発明の結果を更に向上させることもできる。

本発明は、溶体化熱処理されたアルミニウム・リチウム
合金から作られた材料または同合金を含む複合材料の強
度および破壊靭性を共に向上させるのに特に有効である
。航空宇宙産業においては、公知の処理方法では１つの
特性を向上させようとすると他の１つまたはそれ以上の
特性を犠牲にしなければならないことが多かったので、
上記のように両特性を同時に向上させることは極めて大
きな価値がある。

本発明は更に、異方性、耐応力腐食割れ（ＳＣＣ）性、
および耐疲労割れ性の向上を行なうこともできる。

リチウムは、本発明にしたがって処理する対象の材料の
非常に重要な合金元素である。リチウムを添加すると、
合金の比重そして重量が減少しかつ同時に強度および弾
性がある程度高まる。また、リチウムはほとんどのアル
ミニウム合金の疲労強さをも向上させる傾向がある。た
だし、合金の比重を有意に変化させるためには、リチウ
ムを約０．５％以上添加する必要がある。したがって、
本発明によって処理されるアルミニウム基合金は少なく
とも約０．５％のリチウムを含有すべきであり、リチウ
ムの最少含有量が約１または１．゛５％以上であること
が望ましい、リチウム量の上限としては約６〜７％ある
いは更に８％程度までは考えられるが、最大リチウム量
は約５％未満にすることが望ましい。（本明細書中で組
成を示す「％」は、特に指定しない限り「重量％」であ
る。）本発明にしたがって処理される合金は、約４また
は４．５％までの銅および４％まで、望ましくは５％ま
でのマグネシウムを更に含有すべきである。

その理由は次のとおりである。銅は、特に上記最高レベ
ルで存在する場合に、高強度化に伴う破壊靭性の低下を
抑制する。しかし、銅は約４．５％以上含有されると、
望ましくない金属間化合物を形成して破壊靭性に悪影響
を及ぼす。一方、マグネシウムは、強度を増加させかつ
同時に合金の比重をある程度減少させる。しかし、マグ
ネシウムが過飽和になると望ましくない相が結晶粒界に
形成されて破壊靭性を劣化させる傾向があるため、やは
り前記の上限量は重要な意味がある。銅およびマグネシ
ウムが添加されると合金の固溶元素量が拡大されるので
、本発明においてこれら両成分の量が多い程、良好な結
果が得られる（すなわち、ここで望ましい各特性がより
向上する）ことが観察された。

本発明にしたがって処理される望ましい材料は、２００
０系または８０００系（Ａｌｕａ＋ｉｍｕｍ　Ａｓ５ｏ
ｃｉａｔｉｏｎの規格）の合金で、またはこれら合金を
含む複合材料で作られている。２０９０．２０９１．８
０９０．　　Ｘ８０９０Ａ。

８０９１、　　Ｘ８０９２．およびＸ８１９２各合金は
、本明細書に記載した方法で時効すると特に向上した結
果が得られる。これら合金はいずれも、約７％以下の亜
鉛、約２％以下のマンガン、約０．７％以下のジルコニ
ウム、および約０．５％以下のクロム、ハフニウム、イ
ツトリウム、およびランタニド元素の１種、のうちの１
種以上を更に含有する。これらの合金は、鉄、シリコン
、およびその他の随伴不純物を含有することがある。（
本明細書中で組成または処理温度について数値範囲を示
す場合、−船釣な数値の丸め方とは別にかつこれに加え
て、範囲の上限および下限の間の（比率および／または
小数を含めた）数値を示しかつ開示する。たとえば、７
％以下の亜鉛は、２．３．または４％−・・５．１．５
．２．５．３％・−−−−−−６′／４．　６　’Ａ、
　　６　”／ａ％等７％までを開示する。同様に、７７
〜１９０°Ｆは、？８．７９．８０．８ｔ−−−−・・
・等々１９０°Ｆまでを開示する。）本発明は、析出強
化型アルミニウム・リチウム合金製材料の強度・破壊靭
性特性を、第１表に示すように各特性合金の代替として
表中の組成を用いることができるほどに向上させる。

本発明は、前記諸合金における強化析出物の形成および
成長を認識しかつ利用することによって、これらの合金
の特性を向上させる。第３図に、種々の温度およびｆＩ
／リチウム比でアルミニウム・リチウム合金中に存在す
る固溶相の模式的な平衡状態図を示す。特に、第３図の
領域２００においては、α■およびα■核が形成しかつ
同時にクラスタリング反応が安定化している。（特定の
合金について領域２００と等価な領域がある場合には、
その合金について第２ｂ図のサイクルと同様の熱処理サ
イクルを行なうものとする。）領域２００の上方には、
αｌ　ｒ　ＴＩ　＋およびＴ２が現れる領域２０１、δ
′析出物が存在する領域２０２、θ′状の析出物が認め
られる領域２０３、およびαおよびＴ０両析出物が共存
する領域２０４がある。

Ｃｕ／Ｌｉ比がＸｏのときに第３図からの情報を最も良
く利用するには、人工時効はクラスタリング領域２００
内にある第１温度Ｔ１で開始させるべきである。この組
成の合金を、次にＴ１より高くＴ２より低い第２温度で
更に時効するべきである。

また、本発明は新たに開発された析出強化型合金の強度
および破壊靭性を向上させるためにも用いることができ
る。そのために、固溶元素がクラスタリングして強化析
出物の形成および成長のための核を生成する第１の温度
と、強化析出物が固溶もしくは不安定化する第２の温度
とを決定する。

更に詳しくは、本発明は、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）
によって、上記の合金を定速昇温したときに起る吸熱お
よび発熱反応を一括表示できることを開示する。新合金
のＤＳＣ分析結果を第４図の２０９０アルミニウム合金
の分析結果３１０と対比させれば、新合金の第１温度お
よび第２温度をほぼ決定できる。

第４図に、４５．４０■の２０９０アルミニウム合金に
ついてＰｅｒｋｉｎ−Ｅｌａｅｒ　ＤＳＣ−２熱量計を
用いて走査速度２０．０℃／分で行なったＤＳＣ分析結
果を示す。同図中の実線３００は、「急冷まま」の状態
（溶体化熱処理直後）のこの合金についての分析結果で
ある。破線３１０は、９０℃（１９４°Ｆ）、２時間の
時効を施した同じ合金についてのＤＳＣの結果である。

点線３２０は１６３℃（３２５°Ｆ）、２４時間の１段
時効後の同じ合金についてのＤＳＣの結果である。破線
３１０の場合には、２つの低温吸熱反応ＡおよびＢが明
瞭に認められ、それぞれ固溶原子のクラスタリング（＾
）と大部分の強化析出物の固溶開始（８１を表している
。本発明では固溶原子のクラスタリングを促進して、析
出物の固溶を抑制するように、２０９０材を第４図のＴ
、およびＴ２よりかなり低い処理温度で時効することに
よって強度・破壊靭性特性を最適化する。

更に、以下の添付図面によって、本発明で達成し得る向
上した結果を説明する。第５図に、延伸加工を施してい
ない２０９０合金板について、種々の温度で８時間の等
時時効を行なった場合（実線４００）と、９０℃（１９
４°Ｆ）、２４時間の第１段階時効を行なってから第２
段階時効として種々の温度で８時間の等時時効を行なっ
た場合（点線４１０）のビッカース硬さを比較して示す
。はぼ全ての時効温度について、本発明によって硬さが
向上していることが分かる。この結果は、本発明におい
ては、第１段階時効中に起きた固溶原子のクラスタリン
グによって、種々の寸法の強化析出物が従来の１段時効
の場合よりも効率的に分布したことを示すと考えられる
。

第６図に、超塑性成形した２０９０合金に種々の時効を
施した場合について、真厚さ歪（２軸つり合い状態を仮
定）および降伏強さ（ｋｓｉ）を比較した結果を示す。

同図から、１段時効による強度レベル（実線５００）は
２段時効による強度レベル（破線５１Ｏ）よりも−貫し
て低いことが分かる。すなわち、超塑性成形した材料に
、約１９０℃（３７５°Ｆ）、２４時間の時効を施す前
に約８２　℃（１８０°Ｆ）、２４時間の「予備時効」
を施すことによって、極めて有利な結果が得られる。

第７ａ図に、Ｘ　８０９０　Ａ合金およびＸ　８０９２
合金の長手（Ｌ）方向降伏強さを、１６３℃（３２５°
Ｆ）、２４時間の１段時効を施した場合と、この時効後
更に１６３℃（３２５°Ｆ）　、２４時間の時効を施し
た２段時効の場合について棒グラフで比較して示す。い
ずれの合金についても、１段時効の場合よりも２段時効
の場合の方が長手方向降伏強さがかなり高い。

第７ｂ図に、より高い温度１９０℃（３７５°Ｆ）で種
々の時間時効したＸ　８０９２合金およびＸ　８０９０
　Ａ合金の長手（Ｌ）方向降伏強さを比較して示す。同
図から、Ｘ　８０９０　Ａ合金を上記温度で１段時効し
た場合（実線６００）は、より低温で予備時効してから
１９０″Ｃ（３７５°Ｆ）で時効した２段時効の場合（
破線６１０）にくらべて、−貫して強度レベルが低いこ
とが分かる。Ｘ　８０９２合金の１段時効（−点鎖線６
２０）と２段時効（点線６３０）との比較でも同様のこ
とが分かる。

第８ａ図に、延伸加工を施していない２０９０合金押出
材の長手方向降伏強さ（ｋｓｉ）および長手横断方向（
Ｌ−Ｔ）破壊靭性（ｋｓｉｇ）について、１９０℃（３
７５°Ｆ）の１段時効を施した場合（実線７００）と、
本発明の一実施態様にしたがって時効した場合（破線７
１０）を比較して示す。第８ｂ図に、第８ａ図の押出材
について、短横断方向（Ｓ−Ｔ）の降伏強さおよび破壊
靭性を比較して示す。以上の結果から、本発明によれば
両方向ともに著しい向上が達成されることが分かる。

本発明にしたがった材料は、約０．５〜５％のリチウム
、約４．５％以下の銅、および約５％以下のマグネシウ
ムを含有する溶体化熱処理されたアルミニウム基材料で
ある。この材料は、溶体化熱処理、急冷、および約９３
“Ｃ（２００°Ｆ）の第１温度以下の１種類以上の温度
で約１２〜１００時間時効してから第１温度より高く約
２１９℃（４２５°Ｆ）の第２温度より低い１種類以上
の温度で３０分以上更に時効する析出強化処理を行なう
ことによって向上させた相対的な強度と破壊靭性の組合
せを有する。

本発明の材料は、約７％以下の亜鉛、約２％以下のマン
ガン、約０．７％以下のジルコニウム、および約０．５
％以下のクロム、ハフニウム、イツトリウム、およびラ
ンタニド元素の１１！ｌのうちの１種以上を更に含有し
てもよく、鉄、シリコンおよびその他の随伴不純物を更
に含有してもよい。変更態様として、本発明の材料を溶
体化熱処理（ＳＨＴ）に先だって超塑性成形してもよい
。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明にしたがってアルミニウム合金材料を
熱処理する方法の種々の工程を示す工程図、 第２ａ図は、本発明の実施例と公知の１段階および２段
階時効過程とを比較して示す温度・時間線図、 第２ｂ図は、本発明の望ましい実施態様を示す温度・時
間線図、 第３図は、アルミニウム・リチウム・銅合金に存在する
固溶相を種々の温度およびＣｕ／Ｌｉ濃度比について模
式的に示す平衡状態図、 第４図は、２０９０アルミニウム合金を定速昇温させた
ときの吸熱および発熱反応を示す示差走査熱量分析（Ｄ
ＳＣ）のグラフ、 第５図は、２０９０板材のビッカース硬さを１段時効と
本発明の熱処理とで比較したグラフ、第６図は、超塑性
成形した２０９０材の厚さ歪みおよび降伏強さを１段時
効と２段時効とで比較したグラフ、 第７ａ図および第７ｂ図は、Ｘ８０９０Ａ合金およびＸ
　８０９２合金のし方向降伏強さを１段時効と２段時効
とで比較したグラフ、および 第８ａ図および第８ｂ図は、延伸加工していない２０９
０押出材の降伏強さおよび破壊靭性を１段時効と２段時
効とで比較したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、固溶元素がクラスタリングして強化析出物の形成お
   よび成長のための核を生成する第１の温度と、強化析出
   物が固溶する第２の温度とを有するアルミニウム合金で
   作られた材料を熱処理する方法において、 （ａ）前記材料を加熱することによって、前記合金の固
   溶可能成分を実質的に全て固溶させる工程、（ｂ）上記
   材料を急冷媒体中で急冷させる工程、および （ｃ）（ｉ）前記第１の温度以下で数時間から数ケ月間
   時効した後（ｉｉ）前記第１の温度より高く前記第２の
   温度より低い温度で、所要強度が得られるまで時効する
   ことによって、前記材料を析出強化させる工程 を含んで成る熱処理方法。 ２、前記合金が、約０．５〜５％のリチウム、約４．５
   ％以下の銅、および約５％以下のマグネシウムを含有す
   る請求項１記載の方法。 ３、前記第１の温度が約９３℃（２００°Ｆ）であり、
   前記第２の温度が約２１９℃（４２５°Ｆ）である請求
   項２記載の方法。 ４、前記工程（ｃ）において、（ｉ）約２５〜８８℃（
   ７７〜１９０°Ｆ）の範囲の１種類以上の温度で約１２
   〜１００時間前記材料を加熱した後（ｉｉ）この材料を
   約１２１〜２００℃（２５０〜３９２°Ｆ）の範囲の１
   種類以上の温度で約３０分以上加熱する請求項３記載の
   方法。 ５、前記工程（ｃ）において、（ｉ）前記材料を約８２
   ℃（１８０°Ｆ）で約２４時間加熱した後（ｉｉ）この
   材料を約１６３℃（３２５°Ｆ）で約１６時間加熱する
   請求項４記載の方法。 ６、前記材料が超塑性成形されている請求項２記載の方
   法。 ７、アルミニウム・リチウム合金を含む溶体化された材
   料の強度・靭性の組合せを向上させる方法において、 （ａ）前記材料を、約９３℃（２００°Ｆ）の第１の温
   度以下の１種類以上の温度で数時間から数ヵ月間時効す
   る工程、および （ｂ）上記時効した材料を、上記第１の温度より高く約
   ２１９℃（４２５°Ｆ）の第２の温度より低い１種類以
   上の温度で約３０分以上時効する工程 を含んで成る方法。 ８、前記材料が実質的に２０００系または８０００系ア
   ルミニウム合金から成る請求項７記載の方法。 ９、前記材料が、約０．５％以上のリチウム、約４．５
   ％以下の銅、および約５％以下のマグネシウムを含有す
   る請求項７記載の方法。 １０、前記材料が、 約７％以下の亜鉛、 約２％以下のマンガン、 約０．７％以下のジルコニウム、および 約０．５％以下のクロム、ハフニウム、イットリウムお
   よびランタニド元素の１種 の１種以上を更に含有する請求項９記載の方法。 １１、前記工程（ａ）において前記材料を約２５〜８８
   ℃（７７〜１９０°Ｆ）の範囲の１種類以上の温度で加
   熱し、この加熱後の材料を前記工程（ｂ）において約１
   ２１〜２００℃（２５０〜３９２°Ｆ）の範囲の１種類
   以上の温度で加熱する請求項７記載の方法。 １２、前記工程（ａ）において前記材料を約８２℃（１
   ８０°Ｆ）で約２４時間加熱し、この加熱後の材料を前
   記工程（ｂ）において約１６３℃（３２５°Ｆ）で約１
   ６時間加熱する請求項１１記載の方法。 １３、前記材料が、アルミニウム・リチウム合金を含む
   複合材料で作られている請求項７記載の方法。 １４、析出強化型アルミニウム合金を含む超塑性成形さ
   れ溶体化された材料の強度を向上させる方法において、 （ａ）前記材料を約９３℃（２００°Ｆ）以下で数時間
   から数ヵ月間時効する工程、および （ｂ）上記時効した材料を、約９３℃（２００°Ｆ）よ
   り高く約２１９℃（４２５°Ｆ）より低い温度で、所要
   強度が得られるまで時効する工程 を含んで成る方法。 １５、前記工程（ａ）において、前記材料を約２５〜８
   ８℃（７７〜１９０°Ｆ）の範囲の１種類以上の温度で
   約１２〜１００時間加熱し、前記工程（ｂ）においてこ
   の材料を約１２１〜２００℃（２５０〜３９２°Ｆ）の
   範囲の１種類以上の温度で約３０分以上加熱する請求項
   １４記載の方法。 １６、前記アルミニウム合金が約０．５〜５％のリチウ
   ム、約４．５％以下の銅、および約５％以下のマグネシ
   ウムを含有する請求項１４記載の方法。 １７、約０．５〜５％のリチウム、約４．５％以下の銅
   、および約５％以下のマグネシウムを含有する析出強化
   型アルミニウム合金を含む溶体化された材料を熱処理す
   る方法において、 （ａ）固溶元素がクラスタリングして強化析出物の形成
   および成長のための核を生成する第１の温度と、強化析
   出物が固溶する第２の温度とを決定する工程、 （ｂ）前記工程を前記第１の温度以下で約１２〜１００
   時間時効する工程、および （ｃ）前記材料を前記第１の温度より高く前記第２の温
   度より低い温度で約３０分以上時効する工程 を含んで成り、前記材料の強度・破壊靭性の組合せを向
   上させる熱処理方法。 １８、前記アルミニウム合金が、 約７％以下の亜鉛、 約２％以下のマンガン、 約０．７％以下のジルコニウム、および 約０．５％以下のクロム、ハフニウム、イットリウム、
   およびランタニド元素の１種 の１種以上を更に含有する請求項１７記載の方法。 １９、前記材料が、２０００系または８０００系アルミ
   ニウム合金を含む複合材料から本質的に成る請求項１７
   記載の方法。 ２０、約９３℃（２００°Ｆ）の第１温度以下の１種類
   以上の温度で約１２〜１００時間時効してから前記第１
   温度より高く約２１０℃（４２５°Ｆ）の第２温度より
   低い１種類以上の温度で約３０分以上時効することによ
   って析出強化した、強度と破壊靭性の組合せの向上した
   溶体化熱処理されたアルミニウム基材料。 ２１、約０．５％以下のリチウム、約４．５％以下の銅
   、および約５％以下のマグネシウムを含有する請求項２
   ０記載の材料。 ２２、約７％以下の亜鉛、 約２％以下のマンガン、 約０．７％以下のジルコニウム、および 約０．５％以下のクロム、ハフニウム、イットリウム、
   およびランタニド元素の１種 の１種類以上を更に含有する請求項２１記載の材料。 ２３、前記材料が、２０００系または８０００系アルミ
   ニウム合金を含む複合材料から本質的に成る請求項２０
   記載の材料。 ２４、超塑性成形された請求項２０記載の材料。