JPH02258935A - 噴霧堆積法によるアルミニウム合金7000シリーズ並びに高レベルの機械強度及び良好な延性を有し該合金によって形成されたマトリックスを有し断続する強化材を有する複合材料の製造方法 - Google Patents
噴霧堆積法によるアルミニウム合金7000シリーズ並びに高レベルの機械強度及び良好な延性を有し該合金によって形成されたマトリックスを有し断続する強化材を有する複合材料の製造方法Info
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- JPH02258935A JPH02258935A JP1329365A JP32936589A JPH02258935A JP H02258935 A JPH02258935 A JP H02258935A JP 1329365 A JP1329365 A JP 1329365A JP 32936589 A JP32936589 A JP 32936589A JP H02258935 A JPH02258935 A JP H02258935A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
- C23C4/18—After-treatment
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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「噴霧堆積法(spray depositi
on)Jによる機械的強度が高く延性に優れるアルミニ
ウム合金7000シリーズ(At!・−Z n−MO・
−Cu )の製法に係る。より詳細には、本発明の製法
は処理後(T6)の最大強さが≧8008Pa、長手方
向での伸びが5%またはそれ以上であるアルミニウム合
金を製造することを目的とする。
on)Jによる機械的強度が高く延性に優れるアルミニ
ウム合金7000シリーズ(At!・−Z n−MO・
−Cu )の製法に係る。より詳細には、本発明の製法
は処理後(T6)の最大強さが≧8008Pa、長手方
向での伸びが5%またはそれ以上であるアルミニウム合
金を製造することを目的とする。
本発明はまた、「噴霧堆積法」によって直接得られる、
セラミック材料の特定強化材を有する上述の合金700
0シリーズをマトリックスとする強度、剛性および延性
に優れる複合材料の製法にも係る。
セラミック材料の特定強化材を有する上述の合金700
0シリーズをマトリックスとする強度、剛性および延性
に優れる複合材料の製法にも係る。
従来、冶金学的方法または粉末冶金学的方法による合金
7000シリーズの製法として、これまでにも優れた延
性と共に高い機械的強度を達成する目的で各種の合金元
素を添加する方法が数多く研究されて来ている。
7000シリーズの製法として、これまでにも優れた延
性と共に高い機械的強度を達成する目的で各種の合金元
素を添加する方法が数多く研究されて来ている。
冶金学的方法としてはフランス特許No、 FR251
7702とFR2457908がある。これらは最大強
さが約650〜700HPaを超えず、伸びが8〜9%
(長手方向)である合金7000シリーズについて記載
したものである。
7702とFR2457908がある。これらは最大強
さが約650〜700HPaを超えず、伸びが8〜9%
(長手方向)である合金7000シリーズについて記載
したものである。
粉末冶金学の方面からも、強度の高い合金7000シリ
ーズを製造する努力が成されている。粉末冶金学的方法
では粒子(粉末、粗粒、フレーク、破砕片等)を形成し
た後、いろいろな方法(高温または低温等圧圧縮、押出
成形等)で固体状態にする方法がとられる。
ーズを製造する努力が成されている。粉末冶金学的方法
では粒子(粉末、粗粒、フレーク、破砕片等)を形成し
た後、いろいろな方法(高温または低温等圧圧縮、押出
成形等)で固体状態にする方法がとられる。
こうして獲得される合金は、機械的強度が高いかあるい
は非常に高くなるが伸度に乏しく、産業上の利用には適
しないものである。
は非常に高くなるが伸度に乏しく、産業上の利用には適
しないものである。
HAAR&、tAlcoa Report No、13
−65−AP59−3−契約番号No、 D^−360
−034−ORD−3559RD (Frankfor
tArsenal)、 (1966年5月)の中で、
最大引張強さが800HPaを超えるが伸びが1%程度
である合金にツイテ報告している。また、BOWERe
t at、 Net。
−65−AP59−3−契約番号No、 D^−360
−034−ORD−3559RD (Frankfor
tArsenal)、 (1966年5月)の中で、
最大引張強さが800HPaを超えるが伸びが1%程度
である合金にツイテ報告している。また、BOWERe
t at、 Net。
Trans、 Vol、 1 (1970年1月)、
191頁に[スプラット冷却法(splat cool
it+o) J (ハンマーおよびかなとこ法)によ
って製造される、最大強さが800HPaであるが伸び
は2%である同族合金が報告されている。
191頁に[スプラット冷却法(splat cool
it+o) J (ハンマーおよびかなとこ法)によ
って製造される、最大強さが800HPaであるが伸び
は2%である同族合金が報告されている。
米国特許第3563814号および4732610号は
粉末冶金学的方法によって製造され、その機械的特性が
目標より相当劣る(最大強さ500〜600HPa程度
)同族合金について記載している。
粉末冶金学的方法によって製造され、その機械的特性が
目標より相当劣る(最大強さ500〜600HPa程度
)同族合金について記載している。
従って本発明は、
(1) 8.5〜15重量%のZnと、2.0〜4.
0重量%のMgと、 0.5〜2.0重量%のCuと、 Zr+Mn+Cr≦ 1.4%を条件として0.05〜
0.8重量%のZrと 0.05〜1.O重ffi%の1ylnと0.05〜0
.8mff1%のCrとから成る3元素の少なくとも1
種類と、 0.5重量%までのFeと 0.5重量%までのStと、 その他の物質(不純物)としてそれぞれ≦0.05重母
%、総量で50.15重量%と、 残部のMとから成る組成の固体合金を噴霧堆積法によっ
て形成する段階と、 (2)こうして得られた物体を300〜450℃の高温
条件下および選択的に低温条件下で変形(transr
orm+ng)する段階と、(3)得られた製品に対し
て溶体化処理(SOIIJtiOntreat+1en
t)、急冷および時効による熱処理を行なう段階とを含
んで成る。
0重量%のMgと、 0.5〜2.0重量%のCuと、 Zr+Mn+Cr≦ 1.4%を条件として0.05〜
0.8重量%のZrと 0.05〜1.O重ffi%の1ylnと0.05〜0
.8mff1%のCrとから成る3元素の少なくとも1
種類と、 0.5重量%までのFeと 0.5重量%までのStと、 その他の物質(不純物)としてそれぞれ≦0.05重母
%、総量で50.15重量%と、 残部のMとから成る組成の固体合金を噴霧堆積法によっ
て形成する段階と、 (2)こうして得られた物体を300〜450℃の高温
条件下および選択的に低温条件下で変形(transr
orm+ng)する段階と、(3)得られた製品に対し
て溶体化処理(SOIIJtiOntreat+1en
t)、急冷および時効による熱処理を行なう段階とを含
んで成る。
「噴霧堆積法」という用語は、金属を溶融したものを高
圧の気体噴射によって微細な液滴の形とし、これを基体
に向かって噴霧し、凝集して、多孔度の低い固体凝集堆
積物を形成する方法を示す。
圧の気体噴射によって微細な液滴の形とし、これを基体
に向かって噴霧し、凝集して、多孔度の低い固体凝集堆
積物を形成する方法を示す。
堆積物は形状寸法を制御してビレット、管、板等の形に
することができる。この種の方法を英語では“5pra
ydeposition”および’ 08PREY法”
と称する。後者については、主として下記の特許および
特許出願に記載されている: GB−8−1,379,
261゜GB−8−1472939,GB−8−154
8616,GB−8−1599392゜Gト^−217
2827,EP−A−225080、EP−^−225
732 。
することができる。この種の方法を英語では“5pra
ydeposition”および’ 08PREY法”
と称する。後者については、主として下記の特許および
特許出願に記載されている: GB−8−1,379,
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2827,EP−A−225080、EP−^−225
732 。
−〇−A−87−03012゜
上に示した組成によって最適な機械的特性(Rm≧80
0t4Pa、 El (伸び)≧5%)が得られる。
0t4Pa、 El (伸び)≧5%)が得られる。
Zn≦8.5重量%の場合、合金を構造的に硬化する基
材を形成する沈澱物(本質的にη−MqZn2または7
7’ −(Ma、Zn、A1.Cu)のタイプのもの)
の体積画分が不足し、本発明の目標とする高度の機械的
特性(R大強さ≧800HPaなと)を達成することは
不可能になる。
材を形成する沈澱物(本質的にη−MqZn2または7
7’ −(Ma、Zn、A1.Cu)のタイプのもの)
の体積画分が不足し、本発明の目標とする高度の機械的
特性(R大強さ≧800HPaなと)を達成することは
不可能になる。
またZnの量が15重量%を超えても、第2相の体積画
分が大きくなり過ぎて、破断に対する伸びの非常に低い
脆い材料になるため、産業上の目的に使用できない。
分が大きくなり過ぎて、破断に対する伸びの非常に低い
脆い材料になるため、産業上の目的に使用できない。
亜鉛の量を8重世%から15重重量の範囲内にすると、
銅とマグネシウムの伍は硬化沈澱物の量に近い比率にし
なければならない。実際には、Mg〈2%またはCu<
0.5%の場合、形成される沈澱物の体積画分および性
質は、所望の機械的特性を達成するのに不十分なものと
なる。これに対してMq≧4%またはCu≧2.0%の
場合、合金中に存在するこれらの元素の量が大きくなり
過ぎ、相当の脆性を与える結果となる。
銅とマグネシウムの伍は硬化沈澱物の量に近い比率にし
なければならない。実際には、Mg〈2%またはCu<
0.5%の場合、形成される沈澱物の体積画分および性
質は、所望の機械的特性を達成するのに不十分なものと
なる。これに対してMq≧4%またはCu≧2.0%の
場合、合金中に存在するこれらの元素の量が大きくなり
過ぎ、相当の脆性を与える結果となる。
Cr、 ZrおよびMnが個々に、または関連して存在
することで補助的な硬化作用が生じる。これは加工によ
って材料を変形する作業に続いて加熱処理を行なう時に
生じるおそれのある再結晶化を防止または抑制する繊維
化作用によるものか、あるいはこれらの元素をアルミニ
ウムと組合せた時に微細かつ分布状態の良い分散相(例
えばM Zr、M6Mnまたは三元相 Aj’1gCr” 2 M G 313よび(Ai!、
Or、Mn))が形成される事実を考慮した場合、分散
による硬化を伴うメカニズムによるものと考えられる。
することで補助的な硬化作用が生じる。これは加工によ
って材料を変形する作業に続いて加熱処理を行なう時に
生じるおそれのある再結晶化を防止または抑制する繊維
化作用によるものか、あるいはこれらの元素をアルミニ
ウムと組合せた時に微細かつ分布状態の良い分散相(例
えばM Zr、M6Mnまたは三元相 Aj’1gCr” 2 M G 313よび(Ai!、
Or、Mn))が形成される事実を考慮した場合、分散
による硬化を伴うメカニズムによるものと考えられる。
但し、その含量はQrおよびZrに関しては0,8%、
Mnに関しては1.0%、全体的含量は(Zr+Cr+
Mn)≦ 1.4%であり、それを超えると、形成され
る分散相の数が極度に大きくなり、また極度に粗大化す
るため、結果的に材料が脆くなる。
Mnに関しては1.0%、全体的含量は(Zr+Cr+
Mn)≦ 1.4%であり、それを超えると、形成され
る分散相の数が極度に大きくなり、また極度に粗大化す
るため、結果的に材料が脆くなる。
さらに、Cr、 ZrおよびMnの量が上記の限度を超
えると、材料の液相Ii!温度が高くなり、特に亜鉛ま
たはマグネシウムの昇華と関連し′C製造上の問題が生
じる。鉄とケイ素の量は共に0.5%を上限とし、それ
を超えると合金の延性に悪影響を及ぼす粗い金属開化合
物が形成される。
えると、材料の液相Ii!温度が高くなり、特に亜鉛ま
たはマグネシウムの昇華と関連し′C製造上の問題が生
じる。鉄とケイ素の量は共に0.5%を上限とし、それ
を超えると合金の延性に悪影響を及ぼす粗い金属開化合
物が形成される。
好適な組成は下記の通りである:
Zn 8.7〜13.7%MG
2.2〜3,8%CU0.6へ 1.6% 下記3元素の少なくとも1っ: Z r 0.05〜0.5%Mn
0.05〜0.8% Qr 0.05〜0.5% 但し、Zr+Mn+Cr≦ 1.2% Fe 0.3%まで Si 012%まで その他(不純物) それぞれ50.05% 総量≦0.15% M 残部 さらに良い結果を得るために、主要元糸の量を下記の関
係式を満足するように設定づ゛るのが望ましい。
2.2〜3,8%CU0.6へ 1.6% 下記3元素の少なくとも1っ: Z r 0.05〜0.5%Mn
0.05〜0.8% Qr 0.05〜0.5% 但し、Zr+Mn+Cr≦ 1.2% Fe 0.3%まで Si 012%まで その他(不純物) それぞれ50.05% 総量≦0.15% M 残部 さらに良い結果を得るために、主要元糸の量を下記の関
係式を満足するように設定づ゛るのが望ましい。
上記の組成範囲においては硬化相の体積画分が最大にな
ると共に、加熱処理中に添加元素を完全に溶解させるこ
とができる。
ると共に、加熱処理中に添加元素を完全に溶解させるこ
とができる。
こうして、優れた延性を維持しながら高度の機械的強度
を達成することが可能になる。
を達成することが可能になる。
ディスパーツイド(Zr、Cr、Mn)の効果について
は、3種類全部の元素に関してそれぞれ別々に使用する
よりも関連させて使用する方が良いことが判明した。実
際にZr+Cr+Mnの全含量を一定とした時、3種類
の元素の1種のみまたはその中の2種を用いるより3種
全部を同時に使用した時の方が分散質が微細になりかつ
分散状態も良くなる。但し、3種類の元素を関連させる
場合、その全含量を1.2%までに制限するのが望まし
い。より詳細に言うと、量を同じとした場合、Crまた
はMnから形成される分散質よりzrの方が微細かつ分
散状態の良いディスパーツイド(AJ137r)が形成
されるため、合金の延性および靭性を最大化するために
はMn十Crの量を最大限0.6%までに制限する必要
がある。
は、3種類全部の元素に関してそれぞれ別々に使用する
よりも関連させて使用する方が良いことが判明した。実
際にZr+Cr+Mnの全含量を一定とした時、3種類
の元素の1種のみまたはその中の2種を用いるより3種
全部を同時に使用した時の方が分散質が微細になりかつ
分散状態も良くなる。但し、3種類の元素を関連させる
場合、その全含量を1.2%までに制限するのが望まし
い。より詳細に言うと、量を同じとした場合、Crまた
はMnから形成される分散質よりzrの方が微細かつ分
散状態の良いディスパーツイド(AJ137r)が形成
されるため、合金の延性および靭性を最大化するために
はMn十Crの量を最大限0.6%までに制限する必要
がある。
噴霧堆積法によって得られた固体合金の高温変形工程は
、300〜450℃で押出、鍛造または圧延を1回また
はそれ以上連続して実施するのが−・殻内である。また
これらの作業を例えば押出+圧延、押出+鍛造/型押と
言った形で組合せることもできる。
、300〜450℃で押出、鍛造または圧延を1回また
はそれ以上連続して実施するのが−・殻内である。また
これらの作業を例えば押出+圧延、押出+鍛造/型押と
言った形で組合せることもできる。
高温変形工程の仕上げを圧延、延伸等の低温工程によっ
て行うことができる。製品の大きさに応じて溶液処理を
440〜520℃の間で2〜8時間行なう。急冷工程に
続いて時効工程を2〜25時間、90〜150℃の温度
で平坦域(plateaux)を1つまたはそれ以上と
して行なう。この時時間を最も長くすると温度が最も低
くなる(またはその逆)のが普通である。噴霧堆積法に
よって獲得した製品を均質化した後で450〜520℃
で2〜50時間、平坦域を1つ以上として高温変形工程
にかけても良い。
て行うことができる。製品の大きさに応じて溶液処理を
440〜520℃の間で2〜8時間行なう。急冷工程に
続いて時効工程を2〜25時間、90〜150℃の温度
で平坦域(plateaux)を1つまたはそれ以上と
して行なう。この時時間を最も長くすると温度が最も低
くなる(またはその逆)のが普通である。噴霧堆積法に
よって獲得した製品を均質化した後で450〜520℃
で2〜50時間、平坦域を1つ以上として高温変形工程
にかけても良い。
本発明は以上に説明した合金および方法を用いて非常に
高い強度(Rm≧800HPa )と高いヤング率(E
≧80GPa)とユーザにとって許容可能なレベルの延
性(Ej≧3%)と良好な耐摩耗性を有する複合材料を
製造する方法をも包含するものである。このような材料
は上記の組成の合金7000シリーズから成るマトリッ
クスとSiC,M2O3またはB4C(ここに挙げた例
は限定的なものではない)系のセラミック粒子から成る
分散系とを特徴とするものであり、噴霧堆積法によって
直接製造される。
高い強度(Rm≧800HPa )と高いヤング率(E
≧80GPa)とユーザにとって許容可能なレベルの延
性(Ej≧3%)と良好な耐摩耗性を有する複合材料を
製造する方法をも包含するものである。このような材料
は上記の組成の合金7000シリーズから成るマトリッ
クスとSiC,M2O3またはB4C(ここに挙げた例
は限定的なものではない)系のセラミック粒子から成る
分散系とを特徴とするものであり、噴霧堆積法によって
直接製造される。
従って本発明は、
(1)上記の組成の合金7000シリーズを溶融して噴
霧する段階と、 (2)噴霧化した金属粒子のジェット中に粒径1〜50
μ腸の実質的に等軸形状のSiC,A!203゜B4C
またはその他の炭化物、窒化物もしくは酸化物、または
それらの組合せから成るセラミック種子を金属に対する
体積画分で3〜28%同時噴射する段階と(上記の粒径
は粒子の全体としての最大寸法を指す)、 (3)金属粒子およびセラミック粒子のジェットを噴霧
堆積法によって凝集して固体金属にする段階と、 (4)こうして獲得した堆積物を先の非強化合金700
0シリーズに関して説明したのと同様の方法で変形し熱
処理する段階とを含んで成る。
霧する段階と、 (2)噴霧化した金属粒子のジェット中に粒径1〜50
μ腸の実質的に等軸形状のSiC,A!203゜B4C
またはその他の炭化物、窒化物もしくは酸化物、または
それらの組合せから成るセラミック種子を金属に対する
体積画分で3〜28%同時噴射する段階と(上記の粒径
は粒子の全体としての最大寸法を指す)、 (3)金属粒子およびセラミック粒子のジェットを噴霧
堆積法によって凝集して固体金属にする段階と、 (4)こうして獲得した堆積物を先の非強化合金700
0シリーズに関して説明したのと同様の方法で変形し熱
処理する段階とを含んで成る。
以下に示す実施例から本発明がより良く理解されよう。
実ifユ
表1に示した組成の各種合金NQI〜7を溶融し、下記
の条件下で噴霧堆積法(O3PREY法)によって直径
150jmの円筒形ビレットにした:・注入温度ニア5
0℃、 ・噴霧器から堆積物までの距1!!:600層、試験中
−・定に維持する、 ・ステンレス鋼性収集器を回転運動によって変位する、 ・噴N器を収集器の軸に関して揺動ざUる。
の条件下で噴霧堆積法(O3PREY法)によって直径
150jmの円筒形ビレットにした:・注入温度ニア5
0℃、 ・噴霧器から堆積物までの距1!!:600層、試験中
−・定に維持する、 ・ステンレス鋼性収集器を回転運動によって変位する、 ・噴N器を収集器の軸に関して揺動ざUる。
各組成物の噴霧気体の流量および金属流量も表1に示し
た。
た。
140Mまで表層を除去した後、表1に特定した温度で
8時間ビレットの均質化を行なった。
8時間ビレットの均質化を行なった。
ブランクを直径143麿の容器を有する成形機に入れて
400℃の熱間押出成形にかけ、断面寸法50x22#
の平形とした。すなわち押出率は14,6であった。次
にこうして得られた平形部分を表1に特定した温度で2
時間溶体化処理にかけ、冷水で急冷した後、120℃で
24時間時効した。長手方向での機械的引張特性を3回
の試験の平均値として表2に示している(Ro、2
:残菌変形0.2%での弾性限度;Rm:最大強さ;E
j%:破断までの伸び)。
400℃の熱間押出成形にかけ、断面寸法50x22#
の平形とした。すなわち押出率は14,6であった。次
にこうして得られた平形部分を表1に特定した温度で2
時間溶体化処理にかけ、冷水で急冷した後、120℃で
24時間時効した。長手方向での機械的引張特性を3回
の試験の平均値として表2に示している(Ro、2
:残菌変形0.2%での弾性限度;Rm:最大強さ;E
j%:破断までの伸び)。
本発明による合金に1〜4は非常に高い機械的特性、具
体的には最大強さ≧800HPaと共に適度の延性、破
断までの伸び≧5%を示すという知見が得られた。
体的には最大強さ≧800HPaと共に適度の延性、破
断までの伸び≧5%を示すという知見が得られた。
本発明の組成範囲から外れる合金11f15(Znの量
が少なすぎる)は本発明の合金と比較して機械的特性が
明らかに劣っている。
が少なすぎる)は本発明の合金と比較して機械的特性が
明らかに劣っている。
Znの含量が高すぎるということでやはり本発明の範囲
から外れる合金随6は延性(E1%)のレヘルが非常に
低く、塑性領域(plastic domain)を有
する(Rm−Ro、2)。
から外れる合金随6は延性(E1%)のレヘルが非常に
低く、塑性領域(plastic domain)を有
する(Rm−Ro、2)。
合金Nα7についてもZr+Cr+Mnの総含量が高す
ぎるために本発明の範囲に入らない。機械的特性に優れ
るにもかかわらず、延性が非常に低い(破断までの伸び
一2%)ことが証明された。
ぎるために本発明の範囲に入らない。機械的特性に優れ
るにもかかわらず、延性が非常に低い(破断までの伸び
一2%)ことが証明された。
従って噴霧堆積法によって製造される合金に関する本発
明の分析学的な枠組の中で、著しく優れたー・運の特性
が獲得されることは明らかである。
明の分析学的な枠組の中で、著しく優れたー・運の特性
が獲得されることは明らかである。
合金Nα8はその組成は本発明の合金の組成範囲に入る
が、以下に記載の粉末冶金学的方法で製造したものであ
る。粉末冶金学的方法とは、合金を溶融した後窒素を用
いて粉末状に噴霧化し、粉末回収後、篩によって 10
0μ藷までの大きさに選別する。100μ−未満の大き
さの粉末をオリフィス管を備えた直径140縮のアルミ
ニウム製容器に入れ、温度450℃の高温条件において
二次真空下(管を介して排気する)で100時間ガス抜
きを行なう。こうしてガス抜きした粉末の容器を溶接密
封し、ブラインドダイ(blind die)を有する
押出成形機に入れて450℃の高温条件下で直径143
履の容器内で圧縮して材料の理論的密度を達成する。
が、以下に記載の粉末冶金学的方法で製造したものであ
る。粉末冶金学的方法とは、合金を溶融した後窒素を用
いて粉末状に噴霧化し、粉末回収後、篩によって 10
0μ藷までの大きさに選別する。100μ−未満の大き
さの粉末をオリフィス管を備えた直径140縮のアルミ
ニウム製容器に入れ、温度450℃の高温条件において
二次真空下(管を介して排気する)で100時間ガス抜
きを行なう。こうしてガス抜きした粉末の容器を溶接密
封し、ブラインドダイ(blind die)を有する
押出成形機に入れて450℃の高温条件下で直径143
履の容器内で圧縮して材料の理論的密度を達成する。
こうして得られたビレットを機械加工することにより容
器から材料を取出し、先の実施例と同じ条件下で押出成
形する。こうして得られた製品に同様の方法を用いた加
熱処理(表1の溶体化処理温度参照)を加え、同じ条件
下で特性測定した。
器から材料を取出し、先の実施例と同じ条件下で押出成
形する。こうして得られた製品に同様の方法を用いた加
熱処理(表1の溶体化処理温度参照)を加え、同じ条件
下で特性測定した。
表1に示す結果から分かるように、得られる製品は比較
的高強度であるにもかかわらず、延性が非常に低く塑性
領域を有する。
的高強度であるにもかかわらず、延性が非常に低く塑性
領域を有する。
最後の合金の場合は、高い強度と良好な延性を有する合
金の製法に係る本発明の優位性を特に明確に示すもので
ある。
金の製法に係る本発明の優位性を特に明確に示すもので
ある。
実施例2
Mに対して10%のZn、 3.0%のMg、1,0
%のCLJ、 0.1%のZr、0.15%のOr、
0.15%のMn、残部Mの組成を有するM合金を、平
均粒径10μlのSiC粒子を体積画分15%で同時噴
射しながら噴霧堆積法によって直径150Mのビレット
の形に製造した。
%のCLJ、 0.1%のZr、0.15%のOr、
0.15%のMn、残部Mの組成を有するM合金を、平
均粒径10μlのSiC粒子を体積画分15%で同時噴
射しながら噴霧堆積法によって直径150Mのビレット
の形に製造した。
この時の噴霧堆積条件は下記の通りであった。
・金a流量: 5.8Ny/分、
・気体流量: 15813/分、
・噴霧器・−堆積物間の距離: 620am、試験中
実質的に一定に保持する、 ・ステンレス鋼製収集器を回転運動により変位する、 ・噴霧器を収集器の回転軸に関して揺動する。
実質的に一定に保持する、 ・ステンレス鋼製収集器を回転運動により変位する、 ・噴霧器を収集器の回転軸に関して揺動する。
こうし′C得られたビレットの表面を除去して直径14
0Mとし、470℃で8時間均質化した後、400℃の
高温押出成形にかけて断面寸法sox 22m+の平坦
部材にした(押出率14.6)。
0Mとし、470℃で8時間均質化した後、400℃の
高温押出成形にかけて断面寸法sox 22m+の平坦
部材にした(押出率14.6)。
平坦部材を次の条件下で熱処理した:
・溶体化処理、470℃で2時間、
・冷水による急冷処理、
・時効、120℃で24時間。
引張特性とヤング率(E)を長手方向において測定した
。その結果を3回の試験の平均値として次に示す: R0,2−798HPa、 Rm −820HPa。
。その結果を3回の試験の平均値として次に示す: R0,2−798HPa、 Rm −820HPa。
E1=4%、 E−95GPa 。
本発明による噴霧堆積法は優れた機械的特性の達成を保
証するだけでなく、従来の粉末冶金学的方法に比較して
次のような利点を提供する:・時間と費用のかかるガス
抜き工程および圧縮工程を省略できる、 ・反応性の粉末の取扱いが無いためより安全である。
証するだけでなく、従来の粉末冶金学的方法に比較して
次のような利点を提供する:・時間と費用のかかるガス
抜き工程および圧縮工程を省略できる、 ・反応性の粉末の取扱いが無いためより安全である。
Claims (11)
- (1)高レベルの強度及び良好な延性を有するアルミニ
ウム合金7000シリーズの製法であつて、 (a)噴霧堆積法により以下の組成の固体合金を形成す
る: Zn8.5〜15.0重量% Mg2.0〜4.0重量% Cu0.5〜2.0重量% 以下の3元素の少なくとも1つ: Zr0.05〜0.8重量% Mn0.05〜1.0重量% Cr0.05〜0.8重量% (但しZr+Mn+Cr≦1.4重量%) Fe0.5重量%まで Si0.5重量%まで その他(不純物) ≦0.05重量%(各々) ≦0.15重量%(トータル) 残部Al。 (b)こうして得られたボディーを300〜450℃の
高温条件下、次に場合によっては低温条件下で変形処理
する、 (c)得られた製品に対して溶体化処理、急冷および時
効による熱処理を行なうことを特徴とする製法。 - (2)化学的組成が以下のようであることを特徴とする
請求項1に記載の方法: Zn8.7〜13.7重量% Mg2.2〜3.8重量% Cu0.6〜1.6重量% 以下の3元素の少なくとも1つ: Zr0.05〜0.5重量% Mn0.05〜0.8重量% Cr0.05〜0.5重量% (但しZr+Mn+Cr≦1.2重量%) Fe0.3重量%まで Si0.2重量%まで その他(不純物) ≦0.05重量%(各々) ≦0.15重量%(トータル) 残部Al。 - (3)重量%で現したMg、CuおよびZnの量が、5
.5≦Mg+Cu+(Zn/6)≦6.5の関係式を満
足することを特徴とする請求項1および2に記載の製法
。 - (4)Cr、ZnおよびMnが、Cr≧0.05%、M
n≧0.05%、Zr≧0.05%、Mn+Cr+Zr
≦1.2%を条件として同時に合金の組成の中に存在す
ることを特徴とする請求項1、2、3の何れかに記載の
製法。 - (5)合金の組成をMn+Cr≦0.6%になるように
することを特徴とする請求項4に記載の製法。 - (6)(a)の段階と(b)の段階の間に450〜52
0℃で2〜50時間均質化を行なうことを特徴とする請
求項1〜5に記載の製法。 - (7)高温変形工程を、押出、圧延、鍛造またはこれら
の組合せによって行なうことを特徴とする請求項1〜6
の何れかに記載の製法。 - (8)高温変形工程の仕上げとして低温変形工程を行な
うことを特徴とする請求項7に記載の製法。 - (9)溶体化処理を440〜520℃で2〜8時間行な
うことを特徴とする請求項1〜8の何れかに記載の製法
。 - (10)時効工程を90〜150℃で2〜25時間行な
うことを特徴とする請求項1〜9の何れかに記載の製法
。 - (11)請求項1〜10の何れかに記載の製法で固体合
金を製造する金属マトリックスを有する複合材料の製法
であって、噴霧堆積を行なう時に粒径1〜50μmの実
質的に等軸形状のセラミック粒子を(金属に対して)3
〜28%の体積画分で同時に射出することを特徴とする
製法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR8817044A FR2640644B1 (fr) | 1988-12-19 | 1988-12-19 | Procede d'obtention par " pulverisation-depot " d'alliages d'al de la serie 7000 et de materiaux composites a renforts discontinus ayant pour matrice ces alliages a haute resistance mecanique et bonne ductilite |
FR8817044 | 1988-12-19 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02258935A true JPH02258935A (ja) | 1990-10-19 |
Family
ID=9373316
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1329365A Pending JPH02258935A (ja) | 1988-12-19 | 1989-12-19 | 噴霧堆積法によるアルミニウム合金7000シリーズ並びに高レベルの機械強度及び良好な延性を有し該合金によって形成されたマトリックスを有し断続する強化材を有する複合材料の製造方法 |
Country Status (14)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4995920A (ja) |
EP (1) | EP0375571B1 (ja) |
JP (1) | JPH02258935A (ja) |
AT (1) | ATE90976T1 (ja) |
AU (1) | AU615366B2 (ja) |
BR (1) | BR8906543A (ja) |
CA (1) | CA2005747C (ja) |
DD (1) | DD290024A5 (ja) |
DE (1) | DE68907331T2 (ja) |
FR (1) | FR2640644B1 (ja) |
HU (1) | HUT53681A (ja) |
IL (1) | IL92727A0 (ja) |
NO (1) | NO895100L (ja) |
TR (1) | TR24392A (ja) |
Cited By (3)
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JP2021527758A (ja) * | 2018-06-20 | 2021-10-14 | ナノアル エルエルシー | 溶接用及び付加製造用の高性能Al−Zn−Mg−Zr基アルミニウム合金 |
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CN1061103C (zh) * | 1993-04-15 | 2001-01-24 | 艾尔坎国际有限公司 | 中空壳体制造法 |
FR2838135B1 (fr) * | 2002-04-05 | 2005-01-28 | Pechiney Rhenalu | PRODUITS CORROYES EN ALLIAGES A1-Zn-Mg-Cu A TRES HAUTES CARACTERISTIQUES MECANIQUES, ET ELEMENTS DE STRUCTURE D'AERONEF |
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DE502005001724D1 (de) | 2005-01-19 | 2007-11-29 | Fuchs Kg Otto | Abschreckunempfindliche Aluminiumlegierung sowie Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges aus dieser Legierung |
US20070014277A1 (en) * | 2005-07-14 | 2007-01-18 | Yahoo! Inc. | Content router repository |
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