JPH0443970B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

技術分野 本発明は、分散強化アルミニウム基合金に関
し、更に詳細には改善された機械的性質を有する
鍛造「機械的合金化」アルミニウム合金系の製造
法に関する。 発明の背景 近年、航空機、自動車、造船および電気工業に
おける進歩したデザインの要望を満足するであろ
う高力アルミニウムの集中的な研究がある。高強
度は或る進歩したデザイン応用の資格を満たすた
めに求められる材料の特性を示す鍵であるが、合
金は、材料の最終用途に応じて密度、強度、延
性、靱性、疲労および耐食性などの性質要件の組
み合わせを満たさなければならない。問題の複雑
さは、以前に達成されていない性質の好適な組み
合わせを有する材料を開発するという困難をはる
かに超える。経済性も、材料の選択において大き
い役割を果たす。最終製品の形は、しばしば複雑
な形状であり、そして可能な組成置換から生ずる
潜在的節約は、状況（picture）の一部分のみで
ある。新しいアルミニウム合金は、それらの所定
の性質を保持しながら鍛造などのコスト上有効な
技術を使用して所望の形に成形できかつ／または
重量節約構造物の二次加工用に再整備の必要を排
除するために他の材料の場合に今使用されている
のと同一の複雑な形状に経済的に二次加工できる
ならば、特に価値があるであろう。更に、経済的
に有用であるためには、二次加工品は、再現可能
な性質を有していなければならない。商業的実行
可能性の有利な点から、再現性は、実用的範囲の
条件下で達成可能であろう。 粉末冶金ルートを使用して高力アルミニウムを
製造することは、提案されており、そして多くの
研究の主題である。粉末冶金技術は、一般に均質
材料を製造し、化学組成を制御し、かつ分散強化
性粒子を合金に配合する方法を与える。また、取
り扱うことが困難な合金元素は、時々、インゴツ
ト溶融技術よりも粉末冶金によつて更に容易に導
入され得る。機械的合金化として既知の粉末冶金
技術によつて改良性質を有する分散強化粉末を製
造することは、例えば米国特許第3591362号明細
書に開示されている。機械的合金化材料は、均一
に分布されたデイスパーソイド粒子、例えば酸化
物および／または炭化物により安定化される微粒
子構造によつて特徴づけられる。米国特許第
3740210号明細書、第3816080号明細書は、機械的
合金化分散強化アルミニウムの製造法に特に関す
る。機械的合金化アルミニウム基合金の他の面
は、米国特許第4292079号明細書、第4297136号明
細書および第4409038号明細書に開示されている。 大抵の用途の場合には、粉末は、例えば１以上
の工程における脱気、圧粉（compaction）、圧密
（consolidation）および成形によつて最終製品に
二次加工されなければならない。複雑な部品を得
るためには、二次加工は、例えば押出、鍛造およ
び機械加工の形態をとることができる。通常、部
品を作るのに必要な機械加工が少なければ少ない
ほど、材料使用、労力および時間の経済性が大き
い。個々の基準での手動労力による成形を必要と
するルートによるよりもむしろ鍛造によつて複雑
な形状を作ることができることは、利点であるこ
とが認識されるであろう。 合金の組成が特定の製品を製造するのに使用で
きる二次加工技術をしばしば指令することは、ア
カデミツクである。一般に、他の性質が考慮され
る前に本発明のアルミニウム合金型で達成されな
ければならない標的の性質は、強度、密度および
延性である。機械的合金化粉末の顕著な利点の１
つは、他のルートによつて調製される類似の組成
物（しかし、より少量のデイスパーソイドを有す
る）から調製される材料と同一の強度および延性
を有する材料に調製され得ることである。このこ
とは、時効化硬化添加剤に頼らずに更に容易に二
次加工できる合金の製造を可能にする。機械的合
金化ルートは、四敵可能な組成の他のアルミニウ
ム合金よりも二次加工するのが容易である材料を
調製するが、強度および低密度の要望およびより
高い強度および／またはより低い密度を得るのに
使用される添加剤は、通常、合金系の加工性を低
下する（加工性は、少なくとも材料を調製するの
に必要な加工温度および荷重における延性を考慮
する）。効果の程度は、一般に、合金中の添加剤
の量に関連する。添加剤が材料の二次加工法に影
響を及ぼすだけではなく、二次加工技術も材料の
性質に影響を及ぼす。 低密度分散強化機械的合金化アルミニウム−リ
チウム−マグネシウム合金は、合金を制御された
狭い条件下で押し出し、そして鍛造することによ
つて改善された強度並びに適当な延性によつて特
徴づけられる鍛造品に二次加工され得ることが今
や見出されている。更に、材料の押出を特定の条
件下に制御することは、材料を鍛造できる条件の
範囲をより広げることを可能にすることが見出さ
れている。このことは、更に、合金の商業的価値
を高め、そして鍛造品の再現性を改善する。ま
た、合金を鍛造すべき温度は、例えばMetals
Handbook、第８版、第５巻（1970年）第127頁
〜第132頁に記載のようなアルミニウム合金を鍛
造する通常の便覧プラクテイスから予想されるよ
りも低い範囲内であることが見出されている。 発明の概要 本発明は、アルミニウム、リチウムおよびマグ
ネシウムからなる分散強化低密度アルミニウム基
合金（前記合金は機械的合金化法によつて調製さ
れる前記合金の粉末から得られる）からなる鍛造
品を得るにあたり、前記粉末を真空下で脱気しか
つ圧粉して実質上完全密度の押出ビレツトを得る
のに十分な程高い密度を有する圧粉ビレツトを
得；得られた圧粉ビレツトを初期押出温度を超え
約400℃（750〓）までの範囲内の温度で押し出し
（前記押出を潤滑下に円錐形ダイを通して行つて
実質上完全密度の押出ビレツトを与える）；そし
て得られた押出ビレツトを鍛造する〔前記の得ら
れたビレツトを230℃（450〓）〜約400℃（750
〓）の範囲内の温度において少なくとも１回の第
一鍛造処理に付し、但し強度を最大限にするため
に、押出が押出温度範囲の高温端で行われる時に
は鍛造を鍛造温度範囲の下端で行う〕ことからな
る一連の工程からなることを特徴とする鍛造品の
製造法に関する。 脱気は、合金によつて爾後に経験されるべき温
度よりも高い温度において行われ、そして圧粉
は、少なくとも気孔率（porosity）が孤立される
（isolate）程度、好ましくは完全密度（full den
−sity）の少なくとも約95％以上に行われる。 初期押出温度とは、所定合金を所定の押出プレ
ス上で所定の押出比で押し出すことができる最低
温度を意味する。押出比は、少なくとも３：１で
あり、そして例えば約20：１以上であることがで
きる。 円錐系ダイとは、押出ライナーから押出ダイへ
の移行が徐々であるダイを意味する。有利には、
ダイのヘツドとライナーとの角度は、約60°未満、
好ましくは約45°である。 本発明の合金は、本質上重量でLi約0.5〜約４
％、Mg約0.5〜約７％、Si0〜約４％、少量であ
るが強度の増大に有効な量、例えば約0.05％から
約５％までの炭素、少量であるが強度および安定
性の増大に有効な量から約１％までの酸素、およ
び残部本質上アルミニウムからなり、そして少量
であるが強度の増大に有効な量からデイスパーソ
イド約10容量％までのデイスパーソイド含量を有
する。 本法の好ましい具体例においては、合金は、リ
チウム約1.5％〜約2.5％およびマグネシウム約２
％〜約４％、炭素0.5％〜約1.2％および酸素１％
未満を含有し、そして押出は、約230℃（450〓）
〜約400℃（750〓）の範囲内の温度において行わ
れる。有利には、押出は、約370℃（700〓）未
満、好ましくは約260℃（500〓）〜約360℃（675
〓）、最も好ましくは約260℃（500〓）で行われ
る。この合金系の場合には、押出が約260℃で行
われる時には、鍛造操作（または多工程鍛造操作
においては初期鍛造工程）は、約230℃（450〓）
〜約400℃（750〓）の温度で行われ、そして押出
が370℃（700〓）で予め行われる時には、鍛造操
作（または初期鍛造工程）は、押出温度範囲の下
端、例えば約260℃（500〓）の狭い範囲内で行わ
れる。本発明によれば、0.2％オフセツト
（offset）降伏強さ（YS）少なくとも410MPa
（60ksi）、伸び少なくとも３％によつて特徴づけ
られるこのような系の低密度合金が、提供され得
る。本発明の一面においては、Al−Li合金は、
密度2.57ｇ／cm³未満を有する。 発明の具体的説明 (A) 組成 本発明の合金系のマトリツクスの必須成分は、
アルミニウム、マグネシウムおよびリチウムであ
る。一具体例においては、合金はケイ素を含有す
る。合金は、分散強化されかつ機械的に合金化さ
れた粉末から生成されることを特徴とする。一つ
の好ましい具体例においては、合金は鍛造品とし
て製造される。分散強化剤は、炭化物および酸化
物および／またはケイ化物からなる。 炭素および酸素並びに少量のマグネシウムおよ
びリチウムは、酸化物および／または炭化物など
の不溶性デイスパーソイドとして組み合わされて
合金系の少重量％として存在する。他の元素は、
特定の最終用途用の合金の所望の性質を妨害しな
い限り、合金に配合され得る。また、微量の不純
物は、仕込材料からピツクアツプされるか、合金
を製造する際にピツクアツプされ得る。追加の不
溶性の安定なデイスパーソイドまたはデイスパー
ソイド生成剤は、合金に悪影響を及ぼさない限
り、例えば高温での合金の強化のために系に配合
され得る。 特にことわらない限り、成分の濃度は、重量％
で与えられる。 合金中のリチウム量は、例えば約0.5〜約４％、
有利には約１〜約３％、好ましくは約1.5または
1.6〜約2.5％であることができる。リチウムは、
粉末（元素または好ましくはアルミニウムで予合
金化）として合金系に導入され、それによつてイ
ンゴツト冶金法でのリチウムの溶融に伴う問題を
回避する。マグネシウムは、例えば、約0.5％〜
約７％の量で存在できる。有利には、マグネシウ
ム量は、１％よりも多く約５％までの範囲である
ことができ、好ましくは約２〜約４または4.5％
である。例示の合金は、1.5％よりも多く約2.5％
までのリチウムおよびマグネシウム約２〜約4.5
％を含有する。 ケイ素量は、例えば０〜約４％の範囲であるこ
とができる。ケイ素含有合金においては、ケイ素
量は、少量であるが強度に有効な量から約４％ま
での範囲であることができる。有利には、ケイ素
含有合金は、Si約0.2〜約２％、好ましくは約0.5
％〜約1.5％、典型的には約0.5〜約１％を含有す
る。 炭素は、少量であるが強度の増大に有効な量か
ら約５％までの範囲の量で系内に存在する。典型
的には、炭素の量は、約0.05〜約２％、有利には
約0.2％〜約１％または1.5％、好ましくは約0.5〜
約1.2％である。炭素は、一般に、機械的に合金
化された粉末の調製時にプロセス制御剤によつて
与えられる。好ましいプロセス制御剤は、メタノ
ール、ステアリン酸、および黒鉛である。一般
に、存在する炭素は、例えば系の成分の１以上と
の炭化物を生成するであろう。 酸素は、通常、系内に存在し、そして通常極め
て少量であることが望ましい。一般に、酸素は、
少量であるが強度および安定性の増大に有効な
量、例えば約0.05％から１％までの量で存在し、
好ましくは約0.4または0.5％を超えない。米国特
許出願第521060号明細書に開示のように、低酸素
含量は、臨界的であると信じられる。酸素含量が
１％よりも多い時には、合金は、貧弱な延性を有
することが見出される。1.5％よりも多いLiを含
有する合金においては、酸素含量は、好ましくは
約0.5％を超えない。 合金は、存在時に或る性質を高めることがで
き、かつ存在量においては特定の最終用途の合金
に悪影響を及ぼさない他の元素を含有できること
が認識されるであろう。 デイスパーソイドは、少量であるが強度の増大
に有効な量から約10容量％（vol％）までの範囲、
またはそれよりも多い量で存在する酸化物および
炭化物からなる。好ましくは、デイスパーソイド
量は、所望の強度と一致してできるだけ少ない。
典型的には、デイスパーソイド量は、約1.5〜７
容量％である。好ましくは、デイスパーソイド量
は約２〜６容量％である。デイスパーソイドは、
例えばアルミニウム、リチウム、またはマグネシ
ウムの酸化物またはその組み合わせとして存在で
きる。デイスパーソイドは、機械的合金化工程お
よび／またはその後の圧密および熱機械加工時に
生成され得る。多分、それらは、粉末仕込物にそ
れ自体添加され得る。他のデイスパーソイドは、
役に立つ極限温度でアルミニウム合金マトリツク
ス中において安定である限り、その場で生成また
は添加され得る。存在できるデイスパーソイドの
例は、Al₂O₃、AlOOH、Li₂Ｏ、Li₂Al₂O₄、
LiAlO₂、LiAl₅O₈、Li₅AlO₄およびMgOである。
デイスパーソイドは、炭化物、例えばAl₄C₃であ
ることができる。金属間化合物も存在できる。ケ
イ素含有合金においては、デイスパーソイドは、
ケイ化物、例えばMg₂Siを含有できる。 好ましい合金系においては、リチウム含量は約
1.5〜約2.5％であり、マグネシウム含量は約２〜
約４％であり、炭素含量は約0.5〜約２％であり、
そして酸素含量は約0.5％未満であり、そしてデ
イスパーソイド量は約２または３〜６容量％であ
る。例えば、合金は、 Al−4Mg−1.5Li−1.2C、Al−5Mg−1Li−1.1C、
Al−4Mg−1.75Li−1.1C、Al−2Mg−2Li−
1.1C、Al−2Mg−2.5Li−1.1C、Al−4Mg−2.5Li
−0.7CおよびAl−2Mg−2.5Li−0.7C、Al−4Mg
−1.5Li−0.5Si−1.1C、Al−4Mg−1.5Li−1Si−
1.1C、Al−2Mg−1.5Li−0.5Si−1.1C、Al−2Mg
−1.5Li−1Si−1.1C、Al−2Mg−2Li−0.5Si−
1.1C、Al−2Mg−2Li−1Si−1.1C、Al−2Mg−
1.75Li−1Si−0.7C、Al−4Mg−1.5Li−1Si−
0.7C、Al−4Mg−1.5Li−0.5Si−2C。 からなることができる。 (B) 二次加工前の合金製造 (1) 粉末調製のための機械的合金化 本発明に従つて処理される粉末組成物は、すべ
て機械的合金化技術によつて調製される。この技
術は、高エネルギー微粉砕プロセスであり、前記
特許に記載されている。簡単には、アルミニウム
粉末は、粉砕媒体、例えばボールおよびプロセス
制御剤の存在下において粉末粒子を仕込物に粉砕
するのに十分な条件下で、微粉砕によつて繰り返
して生ずる粉砕作用と溶接作用との組み合わせを
通して、粉末仕込物を乾式高エネルギー微粉砕に
付して、緊密に関連されかつ均一に相互分散され
た初期粉末物質のフラグメントを含有する新しい
密な複合粒子を作ることによつて製造される。微
粉砕は、保護雰囲気中、例えばアルゴンまたは窒
素ブランケツト下で行われ、それによつて酸素制
御を容易にする。その理由は、事実上唯一の酸素
源が出発粉末およびプロセス制御剤であるからで
ある。プロセス制御剤は、溶接制御量の炭素寄与
剤であり、そして例えば黒鉛または揮発性酸素含
有炭化水素、例えば有機酸、アルコール、ヘプタ
ン、アルデヒドおよびエーテルであることができ
る。分散強化機械的合金化アルミニウムの製造法
は、前記米国特許第3740210号明細書および第
3816080号明細書に詳述されている。好適には、
粉末は、ボール対粉末の重量比15：１から60：１
を使用してアトリツター中で製造される。前記の
ように、好ましくは、プロセス制御剤は、メタノ
ール、ステアリン酸、および黒鉛である。これら
の有機化合物および／または黒鉛からの炭素は、
粉末に配合され、そしてデイスパーソイド含量に
寄与する。 (2) 暖気および圧粉 分散強化機械的合金化粉末は、圧密される前
に、脱気され、そして圧粉されなければならな
い。脱気および圧粉は、真空下で行われ、そして
一般に約480℃（895〓）から合金の初期液化直下
までの範囲内の温度において行われる。前記のよ
うに、脱気温度は、合金によつて爾後に経験され
る如何なる温度よりも高くあるべきである。脱気
は、好ましくは例えば約480℃（900〓）〜545℃
（1015〓）の範囲内、更に好ましくは500℃（930
〓）よりも高い温度において行われる。プレス
は、約545℃（1015〓）〜約480℃（895〓）の範
囲内の温度において行われる。 好ましい具体例においては、脱気および圧粉
は、真空熱プレス（VHP）によつて行われる。
しかしながら、他の技術が使用され得る。例え
ば、脱気粉末は、押出プレス中において真空下で
アツプセツトされ得る。粉末を押し出して実質上
完全密度とすることが可能であるように、圧粉
は、気孔率が孤立され、それによつて押出潤滑剤
によるビレツトの内部汚染を回避するようなもの
であるべきである。このことは、圧粉を完全密度
の少なくとも85％、有利には95％よりも高い密度
まで行うことによつて達成され、そして好ましく
は材料は、完全密度の99％以上に圧粉される。好
ましくは、粉末は、完全密度の99％以上、即ち実
質上完全密度に圧粉される。 次いで、１以上の脱気および圧粉工程で形成さ
れた圧粉製品は、圧密される。 (C) 二次加工 (1) 圧密 本法における圧密は、押出によつて行われる。
材料の押出は、合金内に完全密度を保証するのに
必要であるだけではなく、粒子上の表面酸化物を
破壊するのにも必要である。押出温度は、臨界的
であり、そして狭い範囲内である。押出用に使用
される潤滑プラクテイスおよび円錐形ダイ型装置
も、重要である。 押出温度は、押出機で達成される最高温度が固
相線温度よりも10℃（50〓）以上ではない温度で
あるように選択される。典型的には、押出温度
は、約230℃（450〓）〜約400℃（750〓）の範囲
内であろう。有利には、押出温度は、約370℃
（700〓）未満であるべきであり、約345℃（650
〓）を超えるべきではない。好ましくは、押出温
度は、約330℃（625〓）よりも低くあるべきであ
る。温度は、合金がダイを通して合理的な圧力で
押され得るように十分に高くあるべきである。典
型的には、温度は、約230℃（450〓）よりも高い
であろう。押出用に約260℃（500〓）の温度が高
度に有利であることが見出されている。押出を約
260℃（500〓）で行うことによつて、鍛造操作時
に使用できる条件のより大きい融通性の追加の利
点がある。この融通性は、押出温度範囲の高温端
において減少する。 強度は現在アルミニウム基合金から作られた鍛
造品用の初期スクリーニング試験であるので、
Al−Li−Mg用に使用されなければならない前記
の所定の押出温度範囲は、合金の強度を最大限に
すをであろうものである。強度要件が厳格ではな
い時には、本発明の教示は、若干の他の性質に強
度を交代するのに使用され得ることが認識される
であろう。 本法における押出は、剪断面ダイではなく前記
のような表面が円錐形のダイで行われる。潤滑
は、ダイまたは圧粉ビレツトまたはそれらの両方
に施される。押出操作を助長する潤滑剤は、合金
圧粉ビレツトおよび押出プレス、例えばライナー
およびダイと相容性でなければならない。ビレツ
トに塗布された潤滑剤は、更に、押出プレスに塗
布された潤滑剤からビレツトを保護する。 特定の金属用に適当に処方された潤滑剤は、技
術上周知である。このような潤滑剤は、例えば、
腐食を防止する要件およびビレツトと押出プレス
との接触期間を余り臨界的ではなくさせる要件を
考慮する。ビレツト用の潤滑剤の例は、燈油、鉱
油、脂肪乳濁液および硫酸化脂肪酸を含有する鉱
油である。充填剤、例えばチヨーク、硫黄および
黒鉛が、添加され得る。押出プレス用の潤滑剤の
例は、油または水中に担持されたコロイド状黒
鉛、二硫化モリブデン、硫化ホウ素、および窒化
ホウ素である。 押出ビレツトは、次いで鍛造されるべき状態に
ある。必要ならば、ビレツトは、機械加工されて
表面欠陥を除去することができる。 (2) 鍛造 一般に、本発明の鍛造アルミニウム合金は、合
金組成および装置と一致してできるだけ低い鍛造
温度から利益を得るであろう。鍛造は、１または
多工程操作として行われ得る。多工程操作におい
ては、温度制御は、初期鍛造またはブロツキング
（blocking）型工程に適用する。押出工程におけ
るように、高強度のためには、本発明のアルミニ
ウム合金は、強度減少が生ずるであろう温度より
も低い温度において鍛造されるべきであると信じ
られる。Al−Mg−Li合金系においては、鍛造
は、約400℃（750〓）未満、好ましくは370℃
（700〓）未満、例えば230℃（450〓）〜約345℃
（650〓）の範囲内、典型的には約260℃（500〓）
で行われるべきである。鍛造性は温度とともに増
大するという事実にも拘らず、より高い鍛造温度
は、強度に対して悪影響を有することが今や見出
されている。多工程鍛造操作においては、臨界的
であるものは、初期工程であることが見出されて
いる。初期鍛造工程後の多工程操作の爾後の鍛造
工程においては、鍛造用の温度範囲は、本法用に
推奨される温度よりも高いことができる。 前記のように、アルミニウム合金の鍛造条件
は、組成に応じて変化するであろうことが技術上
既知であるが、合金を鍛造できた鍛造条件、特に
温度が合金を圧密、特に押し出す温度に関係する
ことは、驚異的であつた。 (3) 時効化硬化 所望ならば、熱処理は、時効化硬化に対して感
受性がある合金系について行われ得る。時効化硬
化性成分を有する合金においては、追加の強度を
得ることができるが、これは他の性質、例えば耐
食性の損失を伴うことがある。ケイ素を含有する
本発明の合金は、耐食性の著しい損失なしに時効
化硬化され得ることが認められる。強度以外には
余り魅力的ではない性質を有する合金を生ずるこ
とがある析出硬化処理を頼らずに鍛造状態で高強
度、例えば410MPa（60ksi）を超える強度を有す
る低密度アルミニウム合金が製造され得ること
は、本発明の特定の利点である。 KsiからMPaへの換算およびインチからcmへの
換算のように、〓から℃への換算においては温度
は四捨五入されたことが認められる。また、合金
組成は公称である。条件に関しては、商業的生産
のために、条件を研究実験室設備において可能な
程度に課すか必要とすることは、実際的または現
実的ではない。温度は、例えば標的の50〓それる
ことができる。このように、加工条件用により広
い窓を有することは、本法の実用的価値を増す。 本発明は、以下に与えられる例によつて更に説
明されるが、限定はされない。すべての例におい
て、合金は、機械的合金化技術によつて調製され
たアルミニウム、マグネシウム、リチウム、炭素
および酸素からなる分散強化合金から製造され
る。例８においては、ケイ素は、合金中に存在す
る。 例 １ 本例は、アルミニウム、マグネシウム、リチウ
ム、炭素および酸素からなり、炭素約1.1〜1.2％
および酸素１％未満を含有する分散強化され機械
的に合金化された鍛造Al−Mg−Liを製造するの
に使用される加工条件を例示する。 表Ｉに与えられる公称マグネシウム含量および
公称リチウム含量を有する機械的合金化粉末を製
造する。粉末を真空熱プレス（VHP）して直径
27.9cm（11インチ）の脱気圧粉ビレツトを形成す
る。 次いで、圧粉ビレツトを押出温度に応じて約
260℃および370℃（500℃および700〓）の温度に
おいてラム速度45.7cmおよび25.4cm（18インチお
よび10インチ）で押し出す。すべてのビレツトを
押出のための昇温前にサンドブラスト処理し、そ
してフエル・プロ（Fel−Pro）Ｃ−300（フエ
ル・プロ・インコーポレーテツドの二硫化モリブ
デン風乾製品）で被覆し、そして押出ライナーを
樹脂で被覆し、そして潤滑剤ルーベ・エイ・テユ
ーブ（LUBE−Ａ−TUBE）熱押出230A（ジー・
ウイツトフイールド・リチアーズ・カンパニーの
重油中の黒鉛製品）で方位する。約370℃（700
〓）での若干の表面引裂以外は、すべての押出は
成功裡に押した。合金組成および押出条件を表Ｉ
に与える。

【表】 各押出からの長さは8.75cm（3.5インチ）の８
個の材料を鍛造試験のために切断する。試験は、
フラツトダイを使用してビレツト軸に平行なプレ
フオームをアツプセツトすることからなつてい
た。鍛造を公称温度260℃（500〓）および400℃
（750〓）においてラム速度50cm（20インチ）／分
および５cm（２インチ）／分で行つて、それぞれ
最終高さ５cm（１インチ）および2.5cm（0.5イン
チ）および歪−0.67および−0.83とする。頂部お
よび底部の鍛造プラテンをソーク温度と同一の温
度に誘導加熱し、そしてアツプセツト直前にホワ
イト・エンド・バグレイ（White and Bagley）
2965黒鉛ベース潤滑剤で潤滑した。押出および鍛
造データを表に総括する。一般に、260℃（500
〓）の押出は370℃（700〓）の押出よりも良好に
鍛造し、そしてこれは260℃（500〓）の押出より
良好な押出表面品質のためであると信じられる。
鍛造前の表面研削は、鍛造性を改善する筈であ
る。370℃（700〓）で押し出された2Mg−2Li合
金は、最も貧弱な鍛造性を有していた。他の合金
のすべての場合に、縁亀裂を生じない鍛造条件が
見出され得る。一般に、260℃（500〓）で押し出
された合金は、370℃（700〓）で押し出された材
料よりも高い硬さを有する。260℃（500〓）で押
し出された4Mg−1.5Li組成物は、試みられた鍛
造条件のいずれにおいても軟化しなかつた。
2Mg−2Li合金は、約400℃（750〓）で鍛造した
後に軟化する。

【表】

【表】

【表】 例 ２ 本例は、例１に記載の押出鍛造合金の時効化応
答に関する。 時効化研究を能率化するために、例１の各合金
からの２種の鍛造を選択する。各型の１つを260
℃（500〓）において50.8cm（20インチ）／分で
鍛造して最終高さ2.54cm（１インチ）とし、そし
て他を400℃（750〓）において5.08cm（２イン
チ）／分で鍛造して最終高さ1.27cm（0.5インチ）
とする。これらは、２種の極限鍛造条件である。
組成4Mg−1.75Liおよび2Mg−2Liは、約480℃
（900〓）で溶体化処理した後に約125℃（255〓）
で硬さ増大を示し、そして硬さデータからこれら
の両方の合金は時効化されて鍛造状態で所望の標
的YS約410〜450MPa（60〜65Ksi）を達成できる
ことが予測され得る。「押し出したままの」合金
は、鍛造ストツクよりもゆつくりと時効化するら
しい。鍛造の追加の加工が時効化速度を加速する
と仮定される。 例 ３ 本例は、十字形鍛造品試験における合金の鍛造
性を例示する。十字形鍛造品試験を例１に示され
る種類の押出ビレツトについて行う。すべての合
金は、潤滑下に直径約9.869cm（3.875インチ）の
円錐形ダイを通して押出比８：１で押し出されて
いる。 「十字」型鍛造品を第１図の平面図に示す。鍛
造品の中央部分は、２つの垂直浮出リブから形成
された十字である。鍛造品のリブ部分は、ベース
部分よりも厚い。試験における鍛造品を２工程操
作で作る：(1)押出プレフオームをフラツトダイ上
でブロツキングし；(2)ブロツカーを鍛造して浮出
リブ「十字」とする。ブロツキング押出は、鍛造
操作における初期鍛造工程に対応する。直径約
12.7cm×約9.335cm（５インチ×3.675インチ）の
押出プレフオームを押出方向にブロツキングして
高さ約6.35cm（2.5インチ）とする。ブロツカー
を、押出方向に垂直に繰り返してプレスして対角
線約13.34cm（5.25インチ）を有する高さ約6.35cm
（約2.5インチ）の八面体を形成することによつて
「角に」する。フラツトダイを約315℃（600〓±
250〓）に保ち、そして潤滑剤を使用しない。押
出表面の粗さが、ブロツカー操作時に亀裂を生じ
た。ひどい表面欠陥を有するプレフオームは、ブ
ロツキング前に研削されており、そして押し出し
たままの表面よりも亀裂を生ずる傾向が低かつ
た。ブロツカー亀裂も高い鍛造速度のため生じ、
ブロツキング速度を50.8〜63.5cm（20〜25イン
チ）／分から12.7cm（５インチ）／分に下げるこ
とを必要とした。 1500トンの完全プレスを利用して、すべての十
字を370℃（700〓）において一定のダイ温度315
℃（600〓）、プレス速度12.7cm（５インチ）／分
で最終鍛造する。ダイをウイズロウ・エイ・ペー
スト（Withrow−Ａ−Paste：アーサー・シー・
ウイズロウ・カンパニーの黒鉛型製品の潤滑剤）
と鉱油との１：３混合物で潤滑した。許容可能な
外観の千字を各材料から鍛造した。ブロツカー亀
裂の大抵の問題は、表面欠陥のためであるらし
い。千字内の若干の亀裂は、ブロツカー内のわず
かな亀裂に関連した。本発明の各種のアルミニウ
ム合金の場合の押出温度、ブロツカー温度、鍛造
温度および「鍛造したままの」硬さを表に記録
する。

【表】 370℃（700〓）で押し出され、ブロツキングさ
れ、かつ鍛造された合金以外は、4Mg−1.5Li合
金のすべては、R_Bよりも大きい「鍛造したまま
の」硬さを有し、そしてこれらの鍛造品において
はR_B78以上の硬さはYS410MPa（60Ksi）以上と
相関することが確認された。従つて、370℃（700
〓）で押し出されかつ260℃（500〓）でブロツキ
ングされた合金は、標的鍛造YS要件410MPa
（60Ksi）を満たすであろうと推論できる。 組成4Mg−1.75Liおよび2Mg−2Liの「鍛造し
たままの」硬さは、時効化処理によつて改善され
得る。2Mg−2Liは、4Mg−1.75Li合金よりもゆ
つくりと時効化する。 例 ４ 本例は、異なる２点で試験された十字型鍛造品
の押出、ブロツキング、鍛造および／または時効
化状態における本発明の各種のAl−Mg−Li合金
の引張特性を例示する。 押出、ブロツキング、鍛造および／または時効
化状態における本質上例１に記載の種類の各種の
Al−Mg−Li合金の引張特性を表に与える。ブ
ロツキングおよび鍛造条件、即ちそれぞれ「ブロ
ツキング温度」および「鍛造温度」は、十字型鍛
造品を形成する例３に与えられた２工程の温度を
意味する。すべての試験を十字のリブ部分におい
て行う。引張試料のテンパーの鍵（TPR）は、
次の通りである。１＝押し出したまま、２＝ブロ
ツキングしたまま、３＝「鍛造したまま」、４＝鍛
造し、そして480℃（900〓）で２時間溶体化処理
し、水で急冷し（WQ）、次いで125℃（255〓）
で２時間時効化したもの、そして５＝TPR4にお
けるように溶体化処理するが、150℃（300〓）で
24時間時効化したもの；Mod＝ヤング率。各種
のテンパーおよび配向においてベースＢまたはリ
ブＲ部分のいずれかの上の二重反復の一連の鍛造
十字形鍛造品の場合に異なる試験装置で得られた
引張特性を、表に与える。 表の参照は、次のことを示す。 260℃（500℃）で押し出され、260℃（500〓）
でブロツキングされ、かつ370℃（700〓）で鍛造
された非熱処理性Al−4Mg−1.5Li合金は、
YS444MPa（64.4ksi）、UTS（極限引張強さ）
518MPa（75.2ksi）およびEl（破壊点伸び）11％を
有する。「押し出したままのもの」のYS477MPa
（69.3ksi）は、鍛造材料よりも高く、一方「押し
出したままのもの」の延性 El7％はより低い。
260℃（500〓）のブロツカーの強度は、鍛造強度
よりも低い。370℃（700〓）で押し出され、260
℃（500〓）でブロツキングされ、かつ370℃
（700〓）で鍛造された4Mg−1.5Li合金は、
YS424MPa（61.5ksi）を有する。 試験されたすべての条件の場合に、260℃（500
〓）で押し出された4Mg−1.75Li合金は、
410MPa（60ksi）よりも大きいYSを有する。溶
体化処理および時効化は、YSを約572MPa
（83ksi）に上げ、延性を「鍛造したまま」の状態
から正にわずかだけ減少する。260℃（500〓）で
ブロツキングされた370℃（700〓）の押出物も、
降伏強さ551MPa（60ksi）に時効化できる（TPR
＝４）。同一の時効化処理の場合、370℃（700〓）
でブロツキングされた370℃（700〓）の押出物
は、YS537MPa（78ksi）を有する。 260℃（500〓）または370℃（700〓）のいずれ
かで押し出された2Mg−2Li合金は、マグネシウ
ム４％を含有する合金よりも低い鍛造したままの
強度を有する鍛造品を生ずる。TPR＝５での時
効化は、370℃（700〓）でブロツキングされた
260℃（500〓）および370℃（700〓）の押出物の
場合にそれぞれYSを530MPa（77ksi）および
502MPa（73ksi）に増大する。 試験は、最終鍛造品の強度を最大限にするため
には機械的合金化Al−Mg−Li合金を加工する際
の押出温度の重要性を実証する。ブロツカー温度
は、鍛造強度に対して二次的効果を有する。より
低いブロツカー温度は、高強度をもたらす。材料
が比較的低温で押し出され、かつブロツキングさ
れている限り、最終鍛造温度は、それ程の重要性
を有していないらしい。 表およびにおける「鍛造したままの」縦試
料の場合のデータの比較は、異なる試験装置での
結果の首尾一貫性を示す。

【表】

【表】

【表】

【表】

【表】

【表】 例 ５ 本例は、「フツク」型鍛造試料における本発明
の分散強化合金の引張特性を例示する。すべての
材料を本質上例１に示されたような押出ビレツト
として製造した。 試験に使用される「フツク」鍛造ダイセツト
は、高変形第一ブロツカーダイ、鍛造品のリブを
上げる第二ブロツカーダイおよび最小変形を生ず
るが部品内に最終公差を達成する仕上ダイからな
る。この試験の場合、仕上ダイを使用するという
時間および費用を回避するために、鍛造品の評価
を第二ブロツカー後、即ち中間鍛造工程で行つ
た。 第２図は、仕上「フツク」型鍛造品の平面図を
示す。引張試験片を２個一組で熱処理した。縦配
向Ｌおよび短い横配向STを示す。 表は、4Mg−1.5Liを含有する合金系の場合
の２つの状態、即ちＦ（鍛造したまま）およびT4
（溶体化処理し、そして自然の時効化）における
鍛造品の２方向の性質を示す。データは、Ｆ状態
とT4状態との間には結果の有位差がないことを
示す。表で示される最良の性質は、試験１、即
ち260℃（500〓）の押出温度および第一ブロツカ
ー温度で加工された鍛造したままの状態の合金に
おいてである。データは、強度が主として押出温
度によつて制御され、そして副次的にブロツカー
温度によつて制御されることを確認する。

【表】 ブロツキングされた鍛造物において4Mg−
1.75Liおよび2Mg−2Liを含有する合金について
行われた同様の試験は、Li量が合金の強度面およ
び時効化硬化面の両方に顕著に影響することを示
した。 「十字形」鍛造品についての結果との比較は、
加工条件から生ずる合金の性質には本質上同一の
傾向があることを示す。 例 ６ 本例は、Al−4Mg−1.5Li型の合金の鍛造試料
の引張特性に対する通常の鍛造プラクテイスの効
果を例示する。押出ビレツトを例１に記載のよう
な真空熱プレス圧粉ビレツトから製造する。圧粉
ビレツトを直径27.9cm（11インチ）〜9.53cm（３
３／４インチ）の棒から約343〜370℃（650〜700〓）
の温度において剪断面ダイを通して押出ラム速度
約2.5mm／秒（0.1インチ／秒）、漏出圧力1100〜
1600トンにおいて押し出した。押出ライナーを潤
滑したが、ビレツトを潤滑しなかつた。「フツク」
鍛造品を第一ブロツカーにおいて420℃（788〓）
の温度、第二ブロツカーにおいて488℃（838〓）
の温度で作つた。試験片についての各種の位置で
の引張試験は、試験片が鍛造したままの状態にお
いて平均の性質、即ちYS368MPa（52.7ksi）、
UTS470MPa（68.3ksi）、El14.5％およびRA19.7
％を有することを示した。480℃（900〓）１時間
の溶体化処理状態／グリコール急冷状態において
は、平均の性質は、YS352MPa（51.5ksi）、
UTS466MPa（67.6ksi）、El14％およびRA19.9％
である。本例の方法は、合金の潜在的最大強度を
達成するのには有効ではない。 例 ７ 本例は、十字形鍛造品の引張特性に対する通常
の鍛造プラクテイスの効果を例示する。。4Mg−
1.5Li型の合金の押出ビレツトを例６に記載のよ
うに製造する。十字形鍛造品の第一ブロツカー温
度は、370℃（700〓）である。潤滑剤、即ちウイ
ズロウ・エイ・ペースト／鉱油混合物を、各種の
温度で行われる仕上鍛造において使用する。縦方
向および横方向の仕上十字形鍛造品の仕上鍛造温
度および引張特性を表に示す。本例の方法は、
合金の潜在的最大強度を達成するのには有効では
ない。

【表】

【表】 例 ８ 本例は、アルミニウム、リチウム、マグネシウ
ム、ケイ素、炭素および酸素からなり、そして炭
素約1.1〜1.2％および酸素１％未満を含有する本
発明の分散強化低密度合金を例示する。 表に与えられる公称のマグネシウム、リチウ
ムおよびケイ素含量を有する機械的合金化粉末を
製造する。すべての押出ビレツトを260℃（500
〓）でラム速度25.4cm（10インチ）／分において
製造する以外は、粉末を例１に本質上記載のよう
に真空熱プレスして圧粉ビレツトとし、そして押
し出す。押出ビレツトを260℃（500〓）で鍛造し
て本質上例５に記載のような「フツク」型鍛造品
を形成する。約520℃（970〓）の温度での溶体化
処理、水急冷、および約145〜175℃（300〜340
〓）での18時間までの時効化からなる時効化硬化
処理を、鍛造品に施す。 鍛造時効化硬化状態における本発明の合金は、
高強度を有し、合金の耐食性を有利に保存する。
増大された強度は、Mg₂siおよび／またはケイ化
リチウムなどのケイ化物の沈殿のためであると信
じられる。

【表】

【表】 本発明は、好ましい具体例とともに記載されて
いるが、当業者が容易に理解するであろうよう
に、本発明の精神および範囲から逸脱せずに修正
および変形を施すことができることが理解される
べきである。このような修正および変形は、本発
明の権限および範囲内であるとみなされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は「十字」型鍛造品の平面図、第２図は
「フツク」型鍛造品の平面図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ アルミニウム、リチウムおよびマグネシウム
   からなり機械的合金化法によつて調製される合金
   粉末から得られる分散強化低密度アルミニウム合
   金よりなる鍛造品を製造するにあたり、 前記粉末を真空下において脱気しかつ圧粉して
   実質上完全密度の押出ビレツトを得るのに十分な
   程高い密度を有する圧粉ビレツトを得て、 得られた圧粉ビレツトを初期押出温度を超え
   400℃（750〓）までの範囲の温度において押し出
   し、この押出を潤滑下に円錐形ダイを通して行つ
   て、これにより実質上完全密度の押出ビレツトを
   得て、 ついで、得られた押出ビレツトを鍛造するにあ
   たり、まず前記得られた押出ビレツトを230℃
   （450〓）〜400℃（759〓）の範囲の温度において
   少なくとも１回の第一鍛造処理に付し、但し強度
   を最大限にするために、押出が前記押出温度範囲
   の高温端で行われる場合には鍛造を前記鍛造温度
   範囲の下端において行うようにする一連の工程か
   らなることを特徴とする、鍛造品の製造法。 ２ 重量比で、リチウム0.5〜４％、マグネシウ
   ム0.5〜７％、ケイ素４％以下、炭素0.05〜５％、
   酸素0.05〜１％、および残部が本質上アルミニウ
   ムからなり、そして1.5〜10容量％のデイスパー
   ソイドを含有してなることを特徴とする、鍛造状
   態にある分散強化合金。