JPH0814018B2

JPH0814018B2 - アルミニウム合金の熱処理方法

Info

Publication number: JPH0814018B2
Application number: JP1064034A
Authority: JP
Inventors: ジェイ．リオジャロベルト; ケー．バスデバンアスリ; エルコルビンエドワード; エー．チェニーブライアン
Original assignee: アルミニウムカンパニーオブアメリカ
Priority date: 1987-12-14
Filing date: 1989-03-17
Publication date: 1996-02-14
Anticipated expiration: 2011-02-14
Also published as: JPH02247361A

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・靭生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、強靭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 Association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96〜13
5℃（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3,231,43
5、同3,881,966、同、3,947,297、同3,030,947、および
同4,305,763がある。

また、Al−Mg−Si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℃（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、Al
−Mg−Si合金製のろう付け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10時間以上保持する第
１熱処理と、その後に行なう150〜175℃（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、Zn量が7.5wt％未満の場合には、第１
段階で93〜135℃（200〜275゜F）、５〜30時間の時効を
行なう。Zn量が7.5wt％以上の場合には、第１段階で79
〜135℃（175〜275゜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℃（315〜380
゜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4,40
9,038）。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℃（2
00〜300゜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てある。

ソ連特許707,373には、Al−Cu−Li−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
間更に時効する。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−Sn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4,142,91
8、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−Li−Cu−Mg
合金から成る材料の強度と破壊靭性の組合わせを向上さ
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
なク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）上記材料を急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時間更に時効す
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」：特定の合金についての
不安定ソルバス温度（第３図のT₁）より低い１種以上の
温度で起る固相反応。このようなク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、T₁,θ′，δ′,S′,T′,T₁′,T₂′，
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・プレス
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後にも形
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
ミニウム合有複合材料）。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、ほとんどの2000系、
7000系、および8000系（Alminum Association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やその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、および冷間圧鍜造等がある。

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、（ｂ）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てある。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4,648,91
3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Al−
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399〜566℃（75
0〜1050゜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SHT温度に
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11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。時効階段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℃（325゜F）の第２時効温度1
4で時間t₂の加熱を行なう。最適な時間t₁およびt₂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707,373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、析出強化型材料を溶体化処理し（111）、急
冷媒体中でこの材料を急冷し（112）、93℃（200゜F）
以下で時間t₁（数時間〜数カ月）の時効を行ない（11
3）、その後これより高く219℃（425゜F）より低い温度
で時間t₂（30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11
4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
材料を室温近く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T₁から第２保持温度T₂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。多く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3,645,804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（131）、急冷し（132）、第２の温度範囲の
１種以上の温度で時効し（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13
0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一つ
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、体応力腐食割れ（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
ウムの最小含有量が約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、2000
系または8000系（Alumimum Association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。
2090,2091,8090,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、イッ
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、一般的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
1/4,6 1/2,6 3/4％等７％までを開示する。同様に、77
〜190゜Fは、78,79,80,81……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、種々の温度および銅
／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_Ｉおよびα_II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、α₁,T₁,お
よびT₂が現れる領域201、δ′析出物が存在する領域20
2、θ′状の析出物が認められる領域203、およびαおよ
びT₁両析出物が共存する領域204がある。

Cu/Li比がX₀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、45.40mgの2090アルミニウム合金についてP
erkin−ElmerDSC−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。点数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31の
場合には、２つの定温吸熱反応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（Ａ）と大部
分の強化析出物の固溶開始（Ｂ）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T₁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℃（194゜F）、2
4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。ほぼ全ての時
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510）よりも一貫して低い
ことが分かる。すなわち、超塑性成形した材料に、約19
0℃（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、X8090A合金およびX8092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X8092合金およびX8090A合金の長手（Ｌ）方
向降伏強さを比較して示す。同図から、X8090A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℃（375゜F）で時効した２段時効
の場合（破線610）にくらべて、一貫して強度レベルが
低いことが分かる。X8092合金の１段時効（一点鎖線62
0）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合金抽出材の
長手方向降伏強さ（ksi）および長手横断方向（Ｌ−
Ｔ）破壊靭性について、190℃（375゜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710）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℃
（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、イッ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（DSC）
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7a図は、X8090A合金およびX8092合金の
Ｌ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2090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。

フロントページの続き (72)発明者エドワードエルコルビンアメリカ合衆国，ペンシルバニア 15238, ピッツバーグ，リビンストンアベニュ 211 (72)発明者ブライアンエー．チェニーアメリカ合衆国，ペンシルバニア 15656, リーチバーグ，ボックス 2848，アール. ディー．１ (56)参考文献特開昭63−143245（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−235454（ＪＰ，Ａ) 特開昭60−215750（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−34939（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−56269（ＪＰ，Ａ) 特開昭60−2644（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項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）前記材料を溶体化熱処理する工程、（ｂ）上記材料を急冷させる工程、および（ｃ）（ｉ）室温より高く、93℃（200゜Ｆ）の前記第
１の温度以下の１種類以上の加熱温度で時効した後（i
i）前記第１の温度より高く、219℃（425゜Ｆ）の前記
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。
【請求項２】前記合金が、0.5〜５％のリチウム、4.5％
以下の銅、および５％以下のマグネシウムを含有する請
求項１記載の方法。
【請求項３】前記第１の温度が93℃（200゜Ｆ）であ
り、前記第２の温度が21℃（425゜Ｆ）である請求項２
記載の方法。
【請求項４】前記工程（ｃ）において、（ｉ）室温より
高く88℃（190゜Ｆ）より低い１種類以上の温度で12〜1
00時間前記材料を加熱した後（ii）この材料を121〜200
℃（250〜392゜Ｆ）の範囲の１種類以上の温度で30分以
上加熱する請求項３記載の方法。
【請求項５】前記工程（ｃ）において、（ｉ）前記材料
を66〜85℃（150〜185゜Ｆ）の範囲で24時間以上加熱し
た後（ii）この材料を154〜199℃（310〜390゜Ｆ）の範
囲で８時間以上加熱する請求項１記載の方法。
【請求項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。
【請求項７】アルミニウム・リチウム合金から作られ
た、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、室温より高く、93℃（200゜Ｆ）の
第１の温度より低い１種類以上の温度で加熱する工程、
および（ｂ）上記加熱した材料を、上記第１の温度より高く21
9℃（425゜Ｆ）の第２の温度より低い１種類以上の温度
で30分以上時効する工程を含んで成る方法。
【請求項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。
【請求項９】前記材料が、0.5％以上のリチウム、4.5％
以下の銅、および５％以下のマグネシウムを含有する請
求項７記載の方法。
【請求項１０】前記材料が、７％以下の亜鉛、２％以下のマンガン、 0.7％以下のジルコニウム、および 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。
【請求項１１】前記工程（ａ）において前記材料を38〜
88℃（100〜190゜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135〜2
00℃（275〜392゜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。
【請求項１２】前記工程（ａ）において前記材料を66〜
85℃（150〜185゜Ｆ）の範囲で18〜36時間加熱し、この
加熱後の材料を前記工程（ｂ）において154〜193℃（31
0〜380゜Ｆ）の範囲で12〜24時間加熱する請求項11記載
の方法。
【請求項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。
【請求項１４】析出強化型アルミニウム合金から作られ
た、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93℃（200゜Ｆ）より低い１種類以上
の加熱温度で加熱する工程、および（ｂ）上記加熱した材料を、121℃（250゜Ｆ）より高く
219℃（425゜Ｆ）より低い温度で、所要強度が得られる
まで加熱する工程を含んで成る方法。
【請求項１５】前記工程（ａ）において、前記材料を38
〜88℃（100〜190゜Ｆ）の範囲の１種類以上の温度で12
〜100時間加熱し、前記工程（ｂ）においてこの材料を1
49〜200℃（300〜392゜Ｆ）の範囲の１種類以上の温度
で30分以上加熱する請求項14記載の方法。
【請求項１６】前記アルミニウム合金が0.5〜５％のリ
チウム、4.5％以下の銅、５％以下のマグネシウム、４
％以下の亜鉛、および残部アルミニウム、細粒化元素お
よび不純物から実質的に成る請求項14記載の方法。
【請求項１７】0.5〜５％のリチウム、4.5％以下の銅、
５％以下のマグネシウム、および４％以下の亜鉛を含有
する析出強化型アルミニウム合金から作られた、溶体化
された材料を熱処理する方法において、前記材料を、室温より高く93℃（200゜Ｆ）より低い１
種類以上の温度で12〜100時間予備時効する工程、およ
び上記予備時効した材料を、149℃（300゜Ｆ）より高く21
9℃（425゜Ｆ）より低い温度で30分以上時効する工程を含んで成り、前記材料の強度・破壊靭性の組合わせを
向上させる熱処理方法。
【請求項１８】前記アルミニウム合金が、７％以下の亜鉛、２％以下のマンガン、 0.7％以下のジルコニウム、および 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。
【請求項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。