JPH0660371B2 - リチウム含有アルミニウム合金の低温時効 - Google Patents
リチウム含有アルミニウム合金の低温時効Info
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- JPH0660371B2 JPH0660371B2 JP59282086A JP28208684A JPH0660371B2 JP H0660371 B2 JPH0660371 B2 JP H0660371B2 JP 59282086 A JP59282086 A JP 59282086A JP 28208684 A JP28208684 A JP 28208684A JP H0660371 B2 JPH0660371 B2 JP H0660371B2
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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
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
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Description
【発明の詳細な説明】 イ．産業上の利用分野 本発明はアルミニウム合金に係わり、更に詳しくは合金
元素としてリチウムを含有するアルミニウム合金に係わ
り、特に詳しくは強度を低下することなくアルミニウム
−リチウム合金の破壊に対する靭性を向上させるための
方法に関する。
元素としてリチウムを含有するアルミニウム合金に係わ
り、特に詳しくは強度を低下することなくアルミニウム
−リチウム合金の破壊に対する靭性を向上させるための
方法に関する。
ロ．発明の背景 現行の商業上の大型輸送航空機は、航空機の製造時に軽
減した重量１kg当り１２５〜１６７（１ポンド当り１５
〜２０ガロン）の燃料を年間で節約できると予測されて
いる。航空機の寿命である２０年の使用にわたつてはこ
の単位重量当りの燃料の節約は２５００〜３３４０
にもなる。現在の燃料の価格でみれば、航空機の構造重
量を軽減するための意義ある投資で航空機の全体とした
経済効率を向上することができる。
減した重量１kg当り１２５〜１６７（１ポンド当り１５
〜２０ガロン）の燃料を年間で節約できると予測されて
いる。航空機の寿命である２０年の使用にわたつてはこ
の単位重量当りの燃料の節約は２５００〜３３４０
にもなる。現在の燃料の価格でみれば、航空機の構造重
量を軽減するための意義ある投資で航空機の全体とした
経済効率を向上することができる。
様々な形式の航空機における性能向上に必要なことは、
改良したエンジン、改良した機体の設計、そして航空機
に使用される改良したもしくは新しい構造金属によつて
達成される。エンジンおよび機体設計における改良はこ
れらの科学技術の限界を一般に押し進めてきた。しかし
ながら新しい構造金属および改良した構造金属の開発は
今や大きな関心を集めており、性能における更に新たな
利益を生むものと期待されている。
改良したエンジン、改良した機体の設計、そして航空機
に使用される改良したもしくは新しい構造金属によつて
達成される。エンジンおよび機体設計における改良はこ
れらの科学技術の限界を一般に押し進めてきた。しかし
ながら新しい構造金属および改良した構造金属の開発は
今や大きな関心を集めており、性能における更に新たな
利益を生むものと期待されている。
航空機の構造的概念の使命において材料は常に重要な役
割を果してきた。今世紀の初期においては、機体構造は
木材、主として松（spruce）、および羽布で作られてい
た。今世紀の初期に使用されていた松の不足により、航
空機の構造材料として軽量の金属合金が使用され始め
た。これとほぼ同時に、設計上の改良により全金属製の
片持翼の開発がなし遂げられた。しかしながら、金属被
覆翼が標準になるとともに、航空機の主構造金属として
主にアルミニウム合金とせる金属が確実に定着したのは
１９３０年代以降である。この時以降航空機の構造金属
は、アルミニウム構造金属が主に翼、胴体および尾部に
使用され、また鋼鉄が着陸ギヤおよびその他の特に強度
の高い材料を要求される或る種の特別な部分のための材
料として使用されるように、非常に一貫して存続してき
た。
割を果してきた。今世紀の初期においては、機体構造は
木材、主として松（spruce）、および羽布で作られてい
た。今世紀の初期に使用されていた松の不足により、航
空機の構造材料として軽量の金属合金が使用され始め
た。これとほぼ同時に、設計上の改良により全金属製の
片持翼の開発がなし遂げられた。しかしながら、金属被
覆翼が標準になるとともに、航空機の主構造金属として
主にアルミニウム合金とせる金属が確実に定着したのは
１９３０年代以降である。この時以降航空機の構造金属
は、アルミニウム構造金属が主に翼、胴体および尾部に
使用され、また鋼鉄が着陸ギヤおよびその他の特に強度
の高い材料を要求される或る種の特別な部分のための材
料として使用されるように、非常に一貫して存続してき
た。
航空機の構造に組み入れるための幾つかの新しい材料が
現在開発されてきている。これらの材料には新しい金属
材料、金属マトリツクス複合材および樹脂マトリツクス
複合材が含まれる。改良せるアルミニウム合金およびカ
ーボンフアイバ複合材が次の１０年間における航空機の
構造材料として優位を占めるものと確信される。複合材
が航空機の構造材料として増々大きな比率で使用される
であろう一方、新しい軽量アルミニウム合金、そして特
にアルミニウム−リチウム合金がアルミニウム合金の使
用を拡大する多大の有望性を示している。
現在開発されてきている。これらの材料には新しい金属
材料、金属マトリツクス複合材および樹脂マトリツクス
複合材が含まれる。改良せるアルミニウム合金およびカ
ーボンフアイバ複合材が次の１０年間における航空機の
構造材料として優位を占めるものと確信される。複合材
が航空機の構造材料として増々大きな比率で使用される
であろう一方、新しい軽量アルミニウム合金、そして特
にアルミニウム−リチウム合金がアルミニウム合金の使
用を拡大する多大の有望性を示している。
これ迄アルミニウム−リチウム合金は航空機の構造にお
いて僅かに使用されているだけであつた。この僅かにし
か使用されていなかつたのはアルミニウム−リチウム合
金特有の構造が困難なこと、そしてこれ以外の通常のア
ルミニウム合金に比較して破壊に対する靭性が低いこと
が原因とされていた。しかしながらアルミニウム−リチ
ウム合金はアルミニウム合金の密度をかなり小さくし
（重量に対する強度の比率がかなり高い）、これは航空
機に使用される構造材料の全重量を軽減する上で非常に
重要になることが見出されたのである。アルミニウム−
リチウムの処理技術の向上はかなり速やかに行われてき
たが、主なる挑戦は未だにアルミニウム−リチウム合金
における破壊に対する靭性と高い強度とを良好に兼ね合
わせることにある。
いて僅かに使用されているだけであつた。この僅かにし
か使用されていなかつたのはアルミニウム−リチウム合
金特有の構造が困難なこと、そしてこれ以外の通常のア
ルミニウム合金に比較して破壊に対する靭性が低いこと
が原因とされていた。しかしながらアルミニウム−リチ
ウム合金はアルミニウム合金の密度をかなり小さくし
（重量に対する強度の比率がかなり高い）、これは航空
機に使用される構造材料の全重量を軽減する上で非常に
重要になることが見出されたのである。アルミニウム−
リチウムの処理技術の向上はかなり速やかに行われてき
たが、主なる挑戦は未だにアルミニウム−リチウム合金
における破壊に対する靭性と高い強度とを良好に兼ね合
わせることにある。
ハ．発明の概要 本発明は様々な組成のアルミニウム−リチウム合金の強
度をあまり低下させることなく破壊に対する高い靭性を
得るために、比較的低い温度でこの合金を時効させる方
法を提供する。簡単には、この合金が製品に形成され、
溶体化熱処理および冷却を施した後、この合金は比較的
長い時間にわたつて比較的低い温度で時効されるのであ
る。この処理は一般に低温時効（low temperature unde
raging）と称される。特に、この合金は９３℃から１４
９℃（２００゜Fから３００゜F）の範囲の温度で１時間
から７０時間もしくはそれ以上にわたつて時効される。
この低温時効による養生によつて、合金は時効された金
属の最大強度と同等もしくは僅かにそれより劣る強度を
有するうえに、従来の高温時効にて時効された材料の靭
性に較べて１５０％〜２００％程度の破壊に対する靭性
を維持することができるのである。
度をあまり低下させることなく破壊に対する高い靭性を
得るために、比較的低い温度でこの合金を時効させる方
法を提供する。簡単には、この合金が製品に形成され、
溶体化熱処理および冷却を施した後、この合金は比較的
長い時間にわたつて比較的低い温度で時効されるのであ
る。この処理は一般に低温時効（low temperature unde
raging）と称される。特に、この合金は９３℃から１４
９℃（２００゜Fから３００゜F）の範囲の温度で１時間
から７０時間もしくはそれ以上にわたつて時効される。
この低温時効による養生によつて、合金は時効された金
属の最大強度と同等もしくは僅かにそれより劣る強度を
有するうえに、従来の高温時効にて時効された材料の靭
性に較べて１５０％〜２００％程度の破壊に対する靭性
を維持することができるのである。
本発明の理解は添付図面に関連する以下の説明を読むこ
とで得られるであろう。
とで得られるであろう。
ニ．発明の説明 本発明により組成されるアルミニウム−リチウム合金は
約１．０〜約３．２重量％のリチウムを含有できる。最
近のデータによれば、低温時効の有利性はリチウムの含
有量が２．７重量％およびこれ以下において最も明白と
なることが示されている。マグネシウムや銅のような添
加合金元素もこの合金に含ませることができる。合金に
含まれたマグネシウムは強度を高めるとともに密度を僅
かに低減させる働きをなす。これはまた固溶体の強度を
高めるのである。銅は合金の強度を高めるが、不都合な
ことに密度を高めるように作用する。ジルコニウムのよ
うな粒子精製元素もまた含有させることができる。マグ
ネシウムは単独で、或いはジルコニウムと一緒に存在さ
せることができる。このマグネシウムは強度と破壊に対
する靭性との兼ね合いを改善するように働く。鉄および
珪素は各々０．３重量％迄の量で存在させることができ
る。しかしながらこれらの元素は０．１０重量％以下の
量の微小元素にのみ存在することが好ましい。亜鉛のよ
うな或る種の微小元素は０．２５重量％迄でこれを超え
ない量だけ存在させることができる。クロムのような他
の或る種の微小元素は０．０５重量％もしくはそれ以下
の量に維持されねばならない。もしこれらの最大限界を
超えると、アルミニウム−リチウム合金としての望まし
い特性は劣化する傾向を示すのである。微小元素とされ
るソジウムおよび水素もまたアルミニウム−リチウム合
金の特性（特に破壊に対する靭性）に有害であると考え
られており、例えばソジウムに関して１５〜３０ppm
（０．００１５〜０．００３０重量％）の程度、また水
素に関して１５ppm （０．００１５重量％）以下、好ま
しくは１．０ppm （０．０００１重量％）以下のよう
に、特に達成できる最低レベルに維持されねばならな
い。勿論のことながら合成の残部はアルミニウムからな
る。
約１．０〜約３．２重量％のリチウムを含有できる。最
近のデータによれば、低温時効の有利性はリチウムの含
有量が２．７重量％およびこれ以下において最も明白と
なることが示されている。マグネシウムや銅のような添
加合金元素もこの合金に含ませることができる。合金に
含まれたマグネシウムは強度を高めるとともに密度を僅
かに低減させる働きをなす。これはまた固溶体の強度を
高めるのである。銅は合金の強度を高めるが、不都合な
ことに密度を高めるように作用する。ジルコニウムのよ
うな粒子精製元素もまた含有させることができる。マグ
ネシウムは単独で、或いはジルコニウムと一緒に存在さ
せることができる。このマグネシウムは強度と破壊に対
する靭性との兼ね合いを改善するように働く。鉄および
珪素は各々０．３重量％迄の量で存在させることができ
る。しかしながらこれらの元素は０．１０重量％以下の
量の微小元素にのみ存在することが好ましい。亜鉛のよ
うな或る種の微小元素は０．２５重量％迄でこれを超え
ない量だけ存在させることができる。クロムのような他
の或る種の微小元素は０．０５重量％もしくはそれ以下
の量に維持されねばならない。もしこれらの最大限界を
超えると、アルミニウム−リチウム合金としての望まし
い特性は劣化する傾向を示すのである。微小元素とされ
るソジウムおよび水素もまたアルミニウム−リチウム合
金の特性（特に破壊に対する靭性）に有害であると考え
られており、例えばソジウムに関して１５〜３０ppm
（０．００１５〜０．００３０重量％）の程度、また水
素に関して１５ppm （０．００１５重量％）以下、好ま
しくは１．０ppm （０．０００１重量％）以下のよう
に、特に達成できる最低レベルに維持されねばならな
い。勿論のことながら合成の残部はアルミニウムからな
る。
次の表は合金元素および微小元素の比率を示している。
大半の状況においては最大限界を許容できるが、好まし
い範囲は破壊に対する靭性、強度および耐蝕性の良好な
兼ね合いを与える。最も好ましい範囲は航空機の構造に
使用するための特性全体の好ましい兼ね合いを与えるの
である。
大半の状況においては最大限界を許容できるが、好まし
い範囲は破壊に対する靭性、強度および耐蝕性の良好な
兼ね合いを与える。最も好ましい範囲は航空機の構造に
使用するための特性全体の好ましい兼ね合いを与えるの
である。
マグネシウムを０〜３．２重量％の範囲内に、また銅を
０．５〜３．０重量％の範囲内に維持することによつて
なお一層良好な特性、特に破壊に対する靭性および強度
の兼ね合いを保持せしめることができる。
０．５〜３．０重量％の範囲内に維持することによつて
なお一層良好な特性、特に破壊に対する靭性および強度
の兼ね合いを保持せしめることができる。
本発明の技術により特性の向上が特に可能な好ましい合
金、２．２〜２．８重量％のリチウム、０．４〜０．８
重量％のマグネシウム、１．５〜２．１重量％の銅、お
よび粒子精製元素としての０．１５重量％迄のジルコニ
ウムを含有する合金である。鉄、珪素およびその他の微
小元素の制限もまたこの好ましい合金に適用される。
金、２．２〜２．８重量％のリチウム、０．４〜０．８
重量％のマグネシウム、１．５〜２．１重量％の銅、お
よび粒子精製元素としての０．１５重量％迄のジルコニ
ウムを含有する合金である。鉄、珪素およびその他の微
小元素の制限もまたこの好ましい合金に適用される。
前述で説明した組成のアルミニウム−リチウム合金は知
られている技術によつて製品に作られる。この合金は溶
融状態となされ、インゴツトに鋳造される。このインゴ
ツトは次に４９３℃〜５３６℃（９２５゜F〜１０００
゜F）の範囲の温度において均質化処理される。然る後
この合金はロール加工、押出加工等の通常の機械的な成
形技術によつて使用する製品に成形される。このように
して製品が形成されると、この合金は普通は４９６℃〜
５３８℃（９２５゜F〜１０００゜F）の範囲の温度にお
いて溶体化処理され、２１℃〜６６℃（７０゜F〜１５
０゜F）程度の温度に保持されている水等の急冷剤内で
急冷される。この合金がロール加工や押出加工されるの
であれば、内部応力が解放するための元の長さの１〜３
％程度に一般に引き伸ばされる。
られている技術によつて製品に作られる。この合金は溶
融状態となされ、インゴツトに鋳造される。このインゴ
ツトは次に４９３℃〜５３６℃（９２５゜F〜１０００
゜F）の範囲の温度において均質化処理される。然る後
この合金はロール加工、押出加工等の通常の機械的な成
形技術によつて使用する製品に成形される。このように
して製品が形成されると、この合金は普通は４９６℃〜
５３８℃（９２５゜F〜１０００゜F）の範囲の温度にお
いて溶体化処理され、２１℃〜６６℃（７０゜F〜１５
０゜F）程度の温度に保持されている水等の急冷剤内で
急冷される。この合金がロール加工や押出加工されるの
であれば、内部応力が解放するための元の長さの１〜３
％程度に一般に引き伸ばされる。
このアルミニウム合金は次に更に加工され、最終的に提
供する様々な形状に形成される。溶体化熱処理のような
更に他の熱処理が望まれるならば実施できる。例えば押
出加工製品は所望の長さに切断した後に５２４℃（９７
５゜F）程度の温度にて１〜４時間にわたつて溶体化熱
処理を施される。製品は次に２１℃〜６６℃（７０゜F
〜１５０゜F）程度の温度に保持されている急冷剤内で
急冷される。
供する様々な形状に形成される。溶体化熱処理のような
更に他の熱処理が望まれるならば実施できる。例えば押
出加工製品は所望の長さに切断した後に５２４℃（９７
５゜F）程度の温度にて１〜４時間にわたつて溶体化熱
処理を施される。製品は次に２１℃〜６６℃（７０゜F
〜１５０゜F）程度の温度に保持されている急冷剤内で
急冷される。
然る後、本発明によれば製品は時効処理を施されるので
あり、これが材料の破壊に対する靭性およびその他の特
性を比較的高いレベルに維持しつつ、強度を高めるので
ある。本発明によれば、約９３℃から約１４９℃（約２
００゜Fから約３００゜F）の範囲の温度で製品が低温時
効熱処理を施される。この合金は大体１２１℃〜１３５
℃（２５０゜F〜２７５゜F）の温度範囲で熱処理される
のが好ましい。これより高い温度においては、低い時効
温度におけるよりも強度と破壊に対する靭性との間に適
当なバランスを得るための時間が短くなるが、全体とし
ての特性のバランスの点で僅かに劣る結果となる。例え
ば、１３５℃〜１４９℃（２７５゜F〜３００゜F）程度
の温度で時効を施される場合、１〜４０時間にわたつて
時効処理温度に保持されるのが好ましい。一方、１２１
℃（２５０゜F）程度またはこれ以下の温度で時効を施
される場合、破壊に対する靭性と強度との間に適当なバ
ランスを得るためには２〜８０時間もしくはそれ以上に
わたつて時効処理されるのが好ましい。時効処理の後、
このアルミニウム−リチウム合金製の製品は室温まで冷
却されるのである。
あり、これが材料の破壊に対する靭性およびその他の特
性を比較的高いレベルに維持しつつ、強度を高めるので
ある。本発明によれば、約９３℃から約１４９℃（約２
００゜Fから約３００゜F）の範囲の温度で製品が低温時
効熱処理を施される。この合金は大体１２１℃〜１３５
℃（２５０゜F〜２７５゜F）の温度範囲で熱処理される
のが好ましい。これより高い温度においては、低い時効
温度におけるよりも強度と破壊に対する靭性との間に適
当なバランスを得るための時間が短くなるが、全体とし
ての特性のバランスの点で僅かに劣る結果となる。例え
ば、１３５℃〜１４９℃（２７５゜F〜３００゜F）程度
の温度で時効を施される場合、１〜４０時間にわたつて
時効処理温度に保持されるのが好ましい。一方、１２１
℃（２５０゜F）程度またはこれ以下の温度で時効を施
される場合、破壊に対する靭性と強度との間に適当なバ
ランスを得るためには２〜８０時間もしくはそれ以上に
わたつて時効処理されるのが好ましい。時効処理の後、
このアルミニウム−リチウム合金製の製品は室温まで冷
却されるのである。
上述した説明に応じて低温時効処理が施されると、この
処理によりアルミニウム−リチウム合金はその詳細な組
成によつて４５．７〜６６．８kg／mm2（６５〜９５ksi
）の程度の最終的な強度を有する。しかしこの材料の
破壊に対する靭性は１４９℃（３００゜F）より高い温
度で施される通常の時効処理を施された同様なアルミニ
ウム−リチウム合金のそれよりも１．５〜２倍程度とな
るのである。本発明による低温時効処理技術で達成され
た優れた強度および靭性の兼ね合いはまた、驚くべきこ
とに或る種のアルミニウム−リチウム合金にそれが標準
的な時効処理を施した場合に比較して耐応力コロージヨ
ン性の向上を示すようになすのである。これらの向上し
た特性の例を保証できる実施例に関して更に詳しく説明
する。
処理によりアルミニウム−リチウム合金はその詳細な組
成によつて４５．７〜６６．８kg／mm2（６５〜９５ksi
）の程度の最終的な強度を有する。しかしこの材料の
破壊に対する靭性は１４９℃（３００゜F）より高い温
度で施される通常の時効処理を施された同様なアルミニ
ウム−リチウム合金のそれよりも１．５〜２倍程度とな
るのである。本発明による低温時効処理技術で達成され
た優れた強度および靭性の兼ね合いはまた、驚くべきこ
とに或る種のアルミニウム−リチウム合金にそれが標準
的な時効処理を施した場合に比較して耐応力コロージヨ
ン性の向上を示すようになすのである。これらの向上し
た特性の例を保証できる実施例に関して更に詳しく説明
する。
ホ．実施例 本発明により時効処理されたアルミニウム−リチウム合
金の優れた特性を示すとともに、本発明を実施し利用す
る上で当業者の助けとなすために、実施例を示す。更
に、これらは本発明のパラメータに応じて組成され製造
されたアルミニウム−リチウム合金の著しく改善され且
つまた予想もされなかつた特性を示すことを意図してい
る。以下の実施例はこの説明の範囲即ち特許証を付与さ
れて保護されているの範囲を限定することを意図するも
のではない。
金の優れた特性を示すとともに、本発明を実施し利用す
る上で当業者の助けとなすために、実施例を示す。更
に、これらは本発明のパラメータに応じて組成され製造
されたアルミニウム−リチウム合金の著しく改善され且
つまた予想もされなかつた特性を示すことを意図してい
る。以下の実施例はこの説明の範囲即ち特許証を付与さ
れて保護されているの範囲を限定することを意図するも
のではない。
ヘ．実施例１ ２．４重量％のリチウム、１重量％のマグネシウム、
１．３重量％の銅、０．１５重量％のジルコニウムを含
有し、残部がアルミニウムであるアルミニウム合金が組
成された。このように組成された合金には全体として
０．２５重量％以下の微小元素が含有されている。鉄お
よび珪素はこの組成合金にそれぞれ０．０７重量％以下
につき含有されている。この合金は鋳造される。５２４
℃（９７５゜F）で均質化処理を施された。然る後この
合金は５．０８mm（０．２in）の厚さまでロール加工さ
れた。このようにして作られたシート材は次に５２４℃
（９７５゜F）で１時間にわたる溶体化処理を施され
た。この後約２１℃（７０゜F）に保持されている水中
で急冷された。然る後、このシート材は初期長さの１．
５％のストレツチを施され、そして試験片に切断され
た。これらの試験片は破壊に対する靭性の測定方法とし
て知られている事前にクラツクを付して行うシヤルピー
衝撃試験に供するために、１２．７mm（０．５in）×６
３．５mm（２．５in）×５．０８mm（０．２in）の寸法
に切断された。引張強度試験に供する試験片は２５．４
mm（１in）×１０１．６mm（４in）×５．０８mm（０．
２in）とされた。複数の試験片は次に１７７℃（３５０
゜F）で４時間、８時間および１６時間；１６３℃（３
２５゜F）で８時間、１６時間および４８時間；１５２
℃（３０５゜F）で８時間；１３５℃（２７５゜F）で１
６時間および４０時間；そして１２１℃（２５０゜F）
で４０時間および７２時間のそれぞれの時効処理を施さ
れた。それぞれの温度および時間において時効処理され
た試験片の各々は標準の試験手順に応じて引張強度およ
び事前にクラツクを付して行うシヤルピー衝撃試験を実
施された。それぞれの特定の時間および温度において時
効処理された各試験片の測定値が平均された。これらの
平均値は第１図のグラフに示してある。
１．３重量％の銅、０．１５重量％のジルコニウムを含
有し、残部がアルミニウムであるアルミニウム合金が組
成された。このように組成された合金には全体として
０．２５重量％以下の微小元素が含有されている。鉄お
よび珪素はこの組成合金にそれぞれ０．０７重量％以下
につき含有されている。この合金は鋳造される。５２４
℃（９７５゜F）で均質化処理を施された。然る後この
合金は５．０８mm（０．２in）の厚さまでロール加工さ
れた。このようにして作られたシート材は次に５２４℃
（９７５゜F）で１時間にわたる溶体化処理を施され
た。この後約２１℃（７０゜F）に保持されている水中
で急冷された。然る後、このシート材は初期長さの１．
５％のストレツチを施され、そして試験片に切断され
た。これらの試験片は破壊に対する靭性の測定方法とし
て知られている事前にクラツクを付して行うシヤルピー
衝撃試験に供するために、１２．７mm（０．５in）×６
３．５mm（２．５in）×５．０８mm（０．２in）の寸法
に切断された。引張強度試験に供する試験片は２５．４
mm（１in）×１０１．６mm（４in）×５．０８mm（０．
２in）とされた。複数の試験片は次に１７７℃（３５０
゜F）で４時間、８時間および１６時間；１６３℃（３
２５゜F）で８時間、１６時間および４８時間；１５２
℃（３０５゜F）で８時間；１３５℃（２７５゜F）で１
６時間および４０時間；そして１２１℃（２５０゜F）
で４０時間および７２時間のそれぞれの時効処理を施さ
れた。それぞれの温度および時間において時効処理され
た試験片の各々は標準の試験手順に応じて引張強度およ
び事前にクラツクを付して行うシヤルピー衝撃試験を実
施された。それぞれの特定の時間および温度において時
効処理された各試験片の測定値が平均された。これらの
平均値は第１図のグラフに示してある。
第１図を観察すれば、１４９℃（３００゜F）よりも高
い温度で時効処理した試験片はシヤルピー衝撃試験の測
定によれば、大体４０．２〜９３．７cm−kg／cm2（２
２５〜５２５in−lb／in2）程度の靭性を示すことが認
められる。対称的に、本発明により低温で時効処理され
た試験片は、シヤルピー衝撃試験の測定によれば１１６
〜ほぼ１５２cm−kg／cm2（６５０〜ほぼ８５０in−lb
／in2）の靭性を示している。同時に、材料の平均強度
は１７７℃（３５０゜F）で１６時間の時効処理を施し
た試験片を除いて４５〜５０kg／mm2（６４〜７１ksi
）の範囲内にある。しかし１７７℃（３５０゜F）で１
６時間の時効処理を施した試験片は試験片の中で最も低
い靭性を示している。このようなことから、これらの結
果は１４９℃（３００゜F）よりも低い温度で比較的長
い時間にわたる時効処理が、１６３℃〜１７７℃（３２
５゜F〜３５０゜F）の温度で行われる。即ち比較的短時
間で行われる通常の時効処理をされた試験片よりも優れ
た強度／靭性の兼ね合いを明らかに与えるということを
示している。この結果はまた時効温度が下がるにつれて
強度／靭性の兼ね合いの特性が明らかに改善される、即
ち破壊に対する靭性が他の強度レベルよりも高まること
を示している。
い温度で時効処理した試験片はシヤルピー衝撃試験の測
定によれば、大体４０．２〜９３．７cm−kg／cm2（２
２５〜５２５in−lb／in2）程度の靭性を示すことが認
められる。対称的に、本発明により低温で時効処理され
た試験片は、シヤルピー衝撃試験の測定によれば１１６
〜ほぼ１５２cm−kg／cm2（６５０〜ほぼ８５０in−lb
／in2）の靭性を示している。同時に、材料の平均強度
は１７７℃（３５０゜F）で１６時間の時効処理を施し
た試験片を除いて４５〜５０kg／mm2（６４〜７１ksi
）の範囲内にある。しかし１７７℃（３５０゜F）で１
６時間の時効処理を施した試験片は試験片の中で最も低
い靭性を示している。このようなことから、これらの結
果は１４９℃（３００゜F）よりも低い温度で比較的長
い時間にわたる時効処理が、１６３℃〜１７７℃（３２
５゜F〜３５０゜F）の温度で行われる。即ち比較的短時
間で行われる通常の時効処理をされた試験片よりも優れ
た強度／靭性の兼ね合いを明らかに与えるということを
示している。この結果はまた時効温度が下がるにつれて
強度／靭性の兼ね合いの特性が明らかに改善される、即
ち破壊に対する靭性が他の強度レベルよりも高まること
を示している。
ト．実施例２ ２重量％のリチウム、１重量％のマグネシウム、２．５
重量％の銅、０．１５重量％のジルコニウムを含有し、
残部がアルミニウムであるアルミニウム合金が組成され
た。このように組成された合金には全体として０．２５
重量％以下の微小元素が含有され、また鉄および珪素は
合計して０．０７重量％以下に抑えられた。この合金は
鋳造され、５２４℃（９７５゜F）で均質化処理を施さ
れた。然る後この合金は１９mm×６３．５mm（０．７５
in×２．５in）の断面寸法を有するバー材に押出加工さ
れた。このようにして作られたバー材は次に所定の長さ
に切断され、５２４℃（９７５゜F）で１時間にわたる
溶体化処理を施された。この後この製品は約２１℃（７
０゜F）または８２．２℃（１８０゜F）に保持されてい
る水中で急冷された。このバー材は冷却された後に初期
長さの１．５％のストレツチを施された。これらのバー
材から応力コロージヨンクラツク発生に際してのクラツ
ク成長速度を測定するために二重片持ビーン（ＤＣＢ）
の試験片を作られた。これらの試験片の長さは大体１５
２mm（６in）であつた。
重量％の銅、０．１５重量％のジルコニウムを含有し、
残部がアルミニウムであるアルミニウム合金が組成され
た。このように組成された合金には全体として０．２５
重量％以下の微小元素が含有され、また鉄および珪素は
合計して０．０７重量％以下に抑えられた。この合金は
鋳造され、５２４℃（９７５゜F）で均質化処理を施さ
れた。然る後この合金は１９mm×６３．５mm（０．７５
in×２．５in）の断面寸法を有するバー材に押出加工さ
れた。このようにして作られたバー材は次に所定の長さ
に切断され、５２４℃（９７５゜F）で１時間にわたる
溶体化処理を施された。この後この製品は約２１℃（７
０゜F）または８２．２℃（１８０゜F）に保持されてい
る水中で急冷された。このバー材は冷却された後に初期
長さの１．５％のストレツチを施された。これらのバー
材から応力コロージヨンクラツク発生に際してのクラツ
ク成長速度を測定するために二重片持ビーン（ＤＣＢ）
の試験片を作られた。これらの試験片の長さは大体１５
２mm（６in）であつた。
同じ試験片が様々な温度および様々な時間にわたり時効
処理された。これらの試験片は次に通常の試験手順によ
つて応力コロージヨンクラツクのクラツク成長速度に関
する試験を実施された。プラトー速度（成長の応力無感
領域）は時間当りの長さmm（in）におけるプラトー速度
に対するピーク時の％として決定され、この結果が第２
図のグラフにプロツトされており、これは応力コロージ
ヨン耐性を示す。第２図中のデータ点は、本発明により
組成されたアルミニウム−リチウム合金の低温時効によ
れば高温で通常の時間にわたり時効された場合よりも低
いプラトー速度（高い応力コロージヨン耐性）となるこ
とを示している。
処理された。これらの試験片は次に通常の試験手順によ
つて応力コロージヨンクラツクのクラツク成長速度に関
する試験を実施された。プラトー速度（成長の応力無感
領域）は時間当りの長さmm（in）におけるプラトー速度
に対するピーク時の％として決定され、この結果が第２
図のグラフにプロツトされており、これは応力コロージ
ヨン耐性を示す。第２図中のデータ点は、本発明により
組成されたアルミニウム−リチウム合金の低温時効によ
れば高温で通常の時間にわたり時効された場合よりも低
いプラトー速度（高い応力コロージヨン耐性）となるこ
とを示している。
本発明は好ましい組成および処理パラメータを含む様々
な実施例を参照して説明された。当業者にとつては前述
の説明を読めばここに記載した広義の概念から逸脱する
ことなく様々な変更、同等方法の代用、そしてその他の
変形態様を実施できるであろう。それ故に特許証を付与
された本発明の範囲は特許請求の範囲に記載された限定
およびそれと同様範囲によつて制限されることが意図さ
れる。
な実施例を参照して説明された。当業者にとつては前述
の説明を読めばここに記載した広義の概念から逸脱する
ことなく様々な変更、同等方法の代用、そしてその他の
変形態様を実施できるであろう。それ故に特許証を付与
された本発明の範囲は特許請求の範囲に記載された限定
およびそれと同様範囲によつて制限されることが意図さ
れる。
第１図は実施例１に関連して詳細に説明される様々な時
間および様々な温度で時効処理されたアルミニウム−リ
チウム合金の幾つかの試験片に関するグラフ。 第２図は実施例２に関連して詳細に説明される様々な時
間および様々な温度での各種のアルミニウム−リチウム
合金ピーク時の％に対するプラトー速度（クラツク成長
速度）を示すグラフ。
間および様々な温度で時効処理されたアルミニウム−リ
チウム合金の幾つかの試験片に関するグラフ。 第２図は実施例２に関連して詳細に説明される様々な時
間および様々な温度での各種のアルミニウム−リチウム
合金ピーク時の％に対するプラトー速度（クラツク成長
速度）を示すグラフ。
フロントページの続き (72)発明者 ウイリアム イー．クイスト アメリカ合衆国ワシントン州レツドモン ド，エヌ．イー トウエンテイセブンス ストリート 18215 (56)参考文献 特開 昭58−181852（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−2644（ＪＰ，Ａ)
Claims (9)
- 【請求項１】本質的に以下の組成、すなわち 元 素 量（重量％） リチウム １．０〜３．２ マグネシウム ５．５以下 銅 ４．５以下 ジルコニウム ０．２以下 マンガン １．２以下 鉄 最大０．３ 珪素 最大０．５ 他の微量元素 最大０．２５ アルミニウム 残部 からなり、ここで鉄と珪素は不純物であるアルミニウム
合金で、まず製品として形成され、溶体化熱処理および
急冷を施した該アルミニウム合金の破壊に対する靭性を
向上するための方法であって、９３℃から１５０℃（２
００゜Ｆから３０２゜Ｆ）の低い温度範囲内の温度にお
いて少なくとも１時間以上の時間にわたって前記合金を
時効させる段階を含むことを特徴とする方法。 - 【請求項２】前記温度が１３５℃（２７５゜Ｆ）以下で
あることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の方
法。 - 【請求項３】前記合金が少なくとも２時間にわたって時
効されることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の
方法。 - 【請求項４】前記温度が１２１℃（２５０゜Ｆ）以下で
あることを特徴とする特許請求の範囲第２項記載の方
法。 - 【請求項５】前記合金が少なくとも４時間にわたって時
効されることを特徴とする特許請求の範囲第４項記載の
方法。 - 【請求項６】前記合金が本質的に以下の組成、すなわち 元 素 量（重量％） リチウム １．５〜３．０ マグネシウム ４．７以下 銅 ３．７以下 ジルコニウム ０．０７〜０．１５ マンガン ０．８以下 鉄 最大０．１５ 珪素 最大０．１２ 他の微量元素 最大０．２５ アルミニウム 残部 からなり、ここで鉄と珪素は不純物であることを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項７】前記合金が本質的に以下の組成、すなわち 元 素 量（重量％） リチウム １．８〜２．８ マグネシウム ４．２以下 銅 ３．０以下 ジルコニウム ０．０８〜０．１４ マンガン ０．６以下 鉄 最大０．１０ 珪素 最大０．１０ 他の微量元素 最大０．２５ アルミニウム 残部 からなり、ここで鉄と珪素は不純物であることを特徴と
する特許請求の範囲第６項記載の方法。 - 【請求項８】３．２重量％以下の範囲の量のマグネシウ
ムが存在し、また０．５〜３．０重量％の範囲の量の銅
が存在することを特徴とする特許請求の範囲第６項記載
の方法。 - 【請求項９】前記合金が本質的に以下の組成、すなわち 元 素 量（重量％） リチウム ２．２〜２．８ マグネシウム ０．２〜０．８ 銅 １．５〜２．１ ジルコニウム ０．１〜０．１５ マンガン ０．６以下 鉄 最大０．１０ 珪素 最大０．１０ 他の微量元素 最大０．２５ アルミニウム 残部 であり、ここで鉄と珪素は不純物であることを特徴とす
る特許請求の範囲第６項記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US56722783A | 1983-12-30 | 1983-12-30 | |
| US567227 | 1983-12-30 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60215750A JPS60215750A (ja) | 1985-10-29 |
| JPH0660371B2 true JPH0660371B2 (ja) | 1994-08-10 |
Family
ID=24266272
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59282086A Expired - Lifetime JPH0660371B2 (ja) | 1983-12-30 | 1984-12-28 | リチウム含有アルミニウム合金の低温時効 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4840682A (ja) |
| EP (1) | EP0150456B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0660371B2 (ja) |
| DE (1) | DE3483607D1 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4999061A (en) * | 1983-12-30 | 1991-03-12 | The Boeing Company | Low temperature underaging of lithium bearing alloys and method thereof |
| EP0151301B1 (en) * | 1983-12-30 | 1989-06-07 | The Boeing Company | Aluminum-lithium alloy (1) |
| US5137686A (en) * | 1988-01-28 | 1992-08-11 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys |
| US4961792A (en) * | 1984-12-24 | 1990-10-09 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys having improved corrosion resistance containing Mg and Zn |
| DE3670510D1 (de) * | 1985-11-28 | 1990-05-23 | Pechiney Rhenalu | Verfahren zur desensibilisierung gegen abschieferungskorrosion bei lithium enthaltenden aluminiumlegierungen, wobei gleichzeitig hohe mechanische festigkeitswerte erhalten werden und der schaden begrenzt bleibt. |
| CA1337747C (en) * | 1986-12-01 | 1995-12-19 | K. Sharvan Kumar | Ternary aluminium-lithium alloys |
| US4861391A (en) * | 1987-12-14 | 1989-08-29 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy two-step aging method and article |
| JPH0814018B2 (ja) * | 1987-12-14 | 1996-02-14 | アルミニウム カンパニー オブ アメリカ | アルミニウム合金の熱処理方法 |
| US5108519A (en) * | 1988-01-28 | 1992-04-28 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys suitable for forgings |
| US5066342A (en) * | 1988-01-28 | 1991-11-19 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys and method of making the same |
| US4869870A (en) * | 1988-03-24 | 1989-09-26 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys with hafnium |
| US5462712A (en) * | 1988-08-18 | 1995-10-31 | Martin Marietta Corporation | High strength Al-Cu-Li-Zn-Mg alloys |
| US5455003A (en) * | 1988-08-18 | 1995-10-03 | Martin Marietta Corporation | Al-Cu-Li alloys with improved cryogenic fracture toughness |
| US5512241A (en) * | 1988-08-18 | 1996-04-30 | Martin Marietta Corporation | Al-Cu-Li weld filler alloy, process for the preparation thereof and process for welding therewith |
| US5422066A (en) * | 1989-03-24 | 1995-06-06 | Comalco Aluminium Limited | Aluminum-lithium, aluminum-magnesium and magnesium-lithium alloys of high toughness |
| US5085830A (en) * | 1989-03-24 | 1992-02-04 | Comalco Aluminum Limited | Process for making aluminum-lithium alloys of high toughness |
| US5211910A (en) * | 1990-01-26 | 1993-05-18 | Martin Marietta Corporation | Ultra high strength aluminum-base alloys |
| US5133931A (en) * | 1990-08-28 | 1992-07-28 | Reynolds Metals Company | Lithium aluminum alloy system |
| US5198045A (en) * | 1991-05-14 | 1993-03-30 | Reynolds Metals Company | Low density high strength al-li alloy |
| ES2445745T3 (es) | 1997-09-22 | 2014-03-05 | Eads Deutschland Gmbh | Aleación sobre una base de aluminio y procedimiento para su tratamiento térmico |
| US7056395B1 (en) * | 1999-09-01 | 2006-06-06 | Brush Wellman, Inc. | Dies for die casting aluminum and other metals |
| US6368427B1 (en) * | 1999-09-10 | 2002-04-09 | Geoffrey K. Sigworth | Method for grain refinement of high strength aluminum casting alloys |
| US7105067B2 (en) * | 2003-06-05 | 2006-09-12 | The Boeing Company | Method to increase the toughness of aluminum-lithium alloys at cryogenic temperatures |
| BRPI0820679A2 (pt) | 2007-12-04 | 2019-09-10 | Alcoa Inc | ligas alumínio-cobre-lítio melhoradas |
| US8333853B2 (en) * | 2009-01-16 | 2012-12-18 | Alcoa Inc. | Aging of aluminum alloys for improved combination of fatigue performance and strength |
| CN112646994B (zh) * | 2020-12-16 | 2022-03-04 | 中南大学 | 一种高比强高比模铝合金及其制备方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB787665A (en) * | 1955-04-05 | 1957-12-11 | Stone & Company Charlton Ltd J | Improvements relating to aluminium-base alloys |
| US2915391A (en) * | 1958-01-13 | 1959-12-01 | Aluminum Co Of America | Aluminum base alloy |
| DE3366165D1 (en) * | 1982-02-26 | 1986-10-23 | Secr Defence Brit | Improvements in or relating to aluminium alloys |
| DE3365549D1 (en) * | 1982-03-31 | 1986-10-02 | Alcan Int Ltd | Heat treatment of aluminium alloys |
| JPS602644A (ja) * | 1983-03-31 | 1985-01-08 | アルカン・インタ−ナシヨナル・リミテイド | アルミニウム合金 |
| CA1228492A (en) * | 1983-03-31 | 1987-10-27 | William S. Miller | Aluminium alloys |
-
1984
- 1984-12-20 EP EP84115925A patent/EP0150456B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1984-12-20 DE DE8484115925T patent/DE3483607D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1984-12-28 JP JP59282086A patent/JPH0660371B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1985
- 1985-11-21 US US06/800,503 patent/US4840682A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3483607D1 (de) | 1990-12-20 |
| EP0150456A2 (en) | 1985-08-07 |
| EP0150456A3 (en) | 1986-10-08 |
| JPS60215750A (ja) | 1985-10-29 |
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| EP0150456B1 (en) | 1990-11-14 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
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| EXPY | Cancellation because of completion of term |