JPS58136738A - 分散強化した機械的に合金化されたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ - 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】 不発明は粉末冶金に関し、剣に詳細には改善された機械
的性質を有するアルミニウムベースの分散強化した［機
械的に合金化された」組成物に関する。

発明の背景 かなりの研を努力が航空機、自動車および電気工業にお
ける進歩したデザインの需要を満たす高力アルミニウム
を開発するためになされている。

高強度を有する２０００系列および７０００系列に周知
の合金があるが、他の所要性質が成る応用に関する限り
においては必ずしも満足ではない。例側ば、進歩した航
空機材料のニーズは、Ｔ６テンパーにおいて合金７０７
５の強度を示すがより大きい耐食性金有するアルミニウ
ム合金に対してであるが、合金７０７５ｖｉ−Ｔ６テン
・セーに強化する熱処理は応力腐食割れに対する感受性
を生ずる。良好な疲労強さを有する２０００系列内のＡ
Ｉ　−Ｃｕ　−Ｍｇ合金が開発されているが、一般に２
０００系列内の合金は７０００系列合金よりも弱く、そ
して応力腐食に対する抵抗性が低い。換言すれば、単一
の性負それ自体の改良は合金が有用であることを必ずし
も意味しない。他の群の諸性質を考慮しなければならな
い。例えば、航空機構造部材の荷重相持能力を改良し、
荷重担持面積全減少させ、部材の重ｌ減少させるために
は、問題の性質は引張降伏強さ、切欠き疲労抵抗性、破
断靭性、疲労割れ成陵速度、および応力腐食割れに対す
る抵抗性である。

引張降伏強さくｙｓ）は、構造部材にかかる応力を決め
る主要設計因子である。通常、部材用の最大予測飛行荷
重はｙｓのチ（例えば、４０％、６゜チ）と特定される
。このようにＹｓが太き（なればなるほど、構造部拐の
横断面積が小さくとも良（なる。引張延性は別の重要な
材料・ぞラメータである。許容できる伸び、例えば通常
最小限５％を設定することが航空機設計者の慣例である
。通常のアルミニウム合金の場合、引張降伏強さが増大
するに従って引張延性が減少することは周知である。そ
れ故、延性の欠如は高強度領域におけるデザイン潜在能
力を限定してしまう。りυα１１だ抵抗性は、切欠きま
たは割れの存在下における交番荷重に対する合金の抵抗
性である。航空機構造（例えば、リベット穴、継手、切
欠き、面取りコーナー等）内の不連続性が不連続におけ
る適用荷重を拡大させるように作用することはよく確立
されている。航空機にかがる荷重は一定ではないが本来
周期的であり、不連続における部材の破壊に対する切欠
き疲労抵抗性を重要な設計規準とさせることも理解され
ている。切欠き疲労抵抗性は、通常の合金における強度
が増大するに従ってわずかに減少する。このように、増
大した構造荷重が構造物が疲労破壊なしに耐えられる交
番応力付加水準を続開てしまうならば、合金における引
張降伏強さの増大は有用ではない。差皿鞭ｉは、実在の
割れにおいて生ずる大破壊に抵抗する材料の能力の尺度
である（この種の割れは疲労を生ずる）。

割れの長さおよびかがる荷重は、割れの先端における応
力強度を制御する。より高い靭性材料は、より大きい応
力強度に耐え、そして構造物が大破壊の危険に入らない
ようにより大きな割れを成長させない。より高い引張降
伏強さ材料から改良部材を設計する際には、靭性は大破
壊の危険なしに割れを検知可能な長さく航空機の検査間
の間隔において）まで成長させる水準に維持されなけれ
ばならない。ｆｉ’ＩＱ割れ成斥速腿は重要な設計特性
である。構造部材の荷重が増大すると活性疲労割れの先
端における応力強度は増大し、そして応力強度範囲が増
大するに従って疲労割れの成長速度が増大するであろう
。このように、高強度部材をより高い荷重にさらすと、
疲労割れ開始および成長に対する増大した抵抗性が増大
したＹＳと一緒に得られなければ、疲労割れはより迅速
に成長するであろう。より迅速に成長する割れは、割れ
が検知されない臨界的長さく大破壊の場合）に達しない
ように史にしばしば航空機全検査することを必要とする
。設計者に重大な興味のある追加の性質は、−１れ抵１
：性（ＳＣＣ）である。大部分のアルミニウム合金は、
腐食媒体の存在下においてそれらの公称ＹＳよりもがな
り低い応力における引張荷重において破壊することは既
知である（通常の操作条件は航空機材料に対して腐食性
である）。非常に低いＹＳを有する若干のＡ１合金ノミ
がこの現象全示さない。このように、高いＹｓｔ有する
合金は実際の条件下のかなり低い応力における張力にお
いて破壊してしまうので、高いＹＳを有する合金の使用
は禁止されてしまう。前記のことから、航空宇宙工業用
の進歩したＡ１合金は成功裡に適用できるように広範囲
の好適な諸性質？示さなければならないことがわかる。

機械的に合金化された粉末全使用して強度および延性の
改善された組み合わせを有するアルミニウム合金材料を
製造することは開示されている。

例えば、米国特許第３，７４０，２１０号明細書および
第３．８１６，０８０号明細書は、機械的に合金化され
た分散強化した（　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｌｙ−ａｌｌ
ｏｙｅｄ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎｓｔｎｓｎｇｔｈｅｎ
ｅｄ　）　　アルミニウムペース粉末の製造法および粉
末全圧密化（一体化）する（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅ）
方法を開示している。Ｃｕ　、　ＭｇおよびＭｎ並びに
他の元素は機械的合金化にかなうアルミニウム合金系の
一部分であり得ることが予想される。これらの特許は、
酸化物で分散強化したアルミニウムに米国特許第３，５
９１，３６２号明細書の概念を適用する手段全（に開示
している。機械的合金化法によって調製される材料は、
酸化物粒子および炭化物粒子の分散によって安定化され
ている微粒子構造によって特徴づけられる。米国特許第
４　、２９２　、０７９号明細書および第−ｉ、２９７
．＋３ｈ号明細書は、高強度および良好な耐食性を有す
る分散強化した機械的に合金化されたアルミニウムペー
ス合金系および熱機械的加工における変形によって強度
および加工性？制御しかつ（または）最適化する方法を
開示している。アルミニウムペース合金は、約７％まで
のマグネシウム、約２．５チまでの炭素および酸素約０
．３〜約４％を含有する。Ａｌ−Ｍｇ系において追加の
強度のために開示されている他の添加剤は、Ｌｉ　、　
Ｃｒ　、　Ｓｌ　、　Ｚｎ　、　Ｎｉ　、Ｔｉ　、　Ｚ
ｒ　、　Ｃｏ　、　Ｃｕ　およびＭｎである。

機械的に合金化されたアルミニウムペース合金において
好ＪＩ！４．ｔの銅およびマグネシウムの添加はアルミ
ニウムの強度を改良１−るだけではな（、予期できない
ことに優れた耐食性を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ　合金系
を与えφことができることが今や見い出された。本発明
の合金は２０００系列の通常の合金、例えば合金２０２
４の性質にかんがみて強度および応力腐食割れ性の優れ
たＡ：１１み合わせ含有することは特に驚異的である。

事実、本発明の合金は、通常のアルミニウムペース合金
に比較して良好な強度、延性、靭性および耐食性の填異
的な組み合わせを有する。

本発明の一面によれば、従来の高力アルミニウム合金よ
りも改良された性質によって特徴づけられる分散強化し
た機械的に合金化されたＡＩ　−Ｃｕ−ヤ１ｇ　合金糸
が提供される。それは応力腐食割れに対する優れた抵抗
性を有し、そして２０００系列の常法（即ち、鋳造また
は鍛＠）で調製された類似の合金、例えば合金２０２４
−Ｔ４　　を超える応力腐食割れに対する抵抗性と強度
との改良された組み合わせを有する。本発明の合金は、
Ｔ４テン・に−において合金２０２４よりも少なくとも
シ〕チだけ、そして５００％以上さえ良好である応力腐
食割れ抵抗性を有することが見い出されている。

本発明の別の面によれば、本発明のＡＩ　−Ｃｕ　−磯
合金系は諸性質、例えば破断靭性、強度および延性の改
良された組み合わせによって特徴づけられる。

本発明のＡＩ　−Ｃｕ　−Ｍｇ　材料は、分散強化した
機械的に合金化された粉末から調製され、そして鍛造状
態および熱処理後において横方向におけるＹＳが約８０
Ｋａｉよりも太ぎい場合には横方向における少な（とも
３０　Ｋａｉ　Ｖ’４７ｆ　（３３ＭＰａ　Ｖ−一）、
好ましくはそれ以上の破断靭性および横方向におけるＹ
Ｓが約６５Ｋｓｌである場合には最小限４５ＫｓｉＶＴ
７ｆ　（５０Ｍ　Ｐａ　ＶＦ；−）の破断靭性、および
短い横方向における５％よりも太き（，１０％以上でさ
えあり、例えば１１チの伸びの組み合わせによって特徴
づけられる。合金系は、本質上重量でＣｕ約０．５チル
約６％、Ｍｇ約０．５チ〜約３チ、約１％までのＭｎ　
、約０．５％までのＦｅ、手縫であるが強度を増大させ
るのに有効な量から約３％までのＯ１Ｃ約０．１％〜約
２．５％、および残部本質上アルミニウムからなる。材
料は酸化物および炭化物からなる均一に分布された微粉
砕ディスパーツイド材料約１〜約１０容ｔ％（好ましく
は約２％〜約７％）全包含し、そして他の耐火ディス・
ぞ−ソイＰ、例女ば窒化物およびホウ化物を包含できる
。

合金粉末をプロセス制御剤の存在下において前記の機械
的に合金化する方法によって調製１７、そして粉末を熱
圧密化して実質上帝なものとし、昇温、例えば約２００
〜５００℃において加工し、そして約３５０〜５５０℃
、好ましくは約４８０〜約５１０℃の温度において十〜
１０時間溶体化処理する。しかし、熱浴体化処理および
自然および人工の時効化処理を変化させて％押の効果を
合金内に生じさせることが可能である。

前記のように、本発明の合金系の必須成分はＡＩ、　Ｃ
ｕ、　Ｍｇ、０およびＣ（ディスパーツイド包含）であ
り、銅含量は約０．５〜６重量％の範囲であり、そして
マグネシウム含酸は約０．５〜３重ｉｔｓの範囲である
。好ましくは合金は制用約２〜５チ、史に好ましくは約
３〜４．５％、例気ば約４％を含有するであろう。好ま
しくは合金はＭｇ約０．５〜２．５係、更に好ましくは
約１〜２．５チ、例えばＭｇ１．２５〜２チを含有する
であろう。前案ｌ“は好ましくは約０．４〜１チの範囲
内であり、そして炭素貴は好ましくは約０．６〜１．２
５％の範囲内である。他の元素も存在できる。例えば、
Ｍｎは約１％まで、好ましくは０４％まで、更に好まし
くは約０．２％よりも少ない量で存在できる。鉄は０．
５％まで、例女ば約０．２％以下のψで存在できる。合
金はＡＩ中に痕跡量で見い出される微量の他の元素も含
有できる。

本発明の一員体例においては、鍛造熱処理状態における
分散強化したＡＩ　−Ｃｕ　−Ｍｇ　材料は少なくとも
約）３０Ｋｓｉ　（５５１１ＶＰａ　）の横方向降伏強
さ、少なくとも約３１．５　Ｋｓ　Ｉ　Ｖ’フ「シｆ　
（＆５　ＭＰａゾＷ）、例えば３４ＫｌｌｌＶ’不フｆ
　（３７ＭＰａ　ｖ”；　）　　の破断靭性および矩い
横方向における約５％よりも太きい伸び、例えば約１０
　％の伸びを有する。この種の諸性質は、本質上重量で
約４％Ｃｕ、約１．５％Ｍｇ。

約０．８％０、約１．１１Ｃからなり、かつ分散された
酸化物および炭化物耐火相約５．５〜約７谷′ｉｉｔチ
を含有する合金において達成され得る。

分散強化したアルミニウムの製造は、二面、即ち（ａ）
分散強化したアルミニウム合金粉末の製造、および（ｂ
）この種の粉末の所望の圧密化形態への加工において好
都合に考慮され得る。各段階の抜術は、従来製造された
アルミニウムーマグネシウム合金が溶体化処理全必委と
しない以外は前記米国特許第４　、２９２　、０７９号
明細書および第３，７４０，２１０号明細書のアルミニ
ウム合金粉末の場合に開示されたのと本質上同一である
。しかし、本発明の合金は俗体化処理を通して追加の強
化増分全受容し、そして時効硬化処理によって更に利益
を受けることができる。

以下の例を示して本発明を更に説明する。例１〜７にお
いて、本発明の合金を分散強化した機械的に合金化され
たＡＩ　−４Ｍｇ　（公称）合金、７０７５型の合金お
よび（または）　２０２４型の合金と比較する。合金の
比較評価を行うために選択された部材は、商業的航空機
内で使用されたものと類似の縦通月エンド・タイ鍛造物
（Ｉｏｎｇｅｒｏｎ　ｅｎｄ　ｔｉｅｆｏｒｇｉｎｇ　
）　　であった。この部材はこれらの合金からは現在製
造されていないが、この小さい［３，３７ポンＦ″（１
，５３に９　）　１の鍛造物は輸送機上の多（の鍛造物
の場合に典型的な大きさである。鍛造物は、（１）その
配置が三次元的性質の評価を可能とさせ、そして（２）
輸送機」二のすべての鍛造物の約゛７０％がこの鍛造物
を製造するのに使用されたビレットの太きさし直径６イ
ンチ（１５１）〕から製造され得るので選択さＪまた。

例１〜６に使用された合金の各々の組成を表１に示す。

表１において、合金Ａは商業的７０７５合金の組成に対
応する組成を有し、合金Ｂは米国特許第４　、２９２　
、　（１７９号明細書に開示のＡＩ　−４Ｍｇ系の合金
であり、そして合金Ｃは本発明のＡＩ　−Ｃｕ　−Ｍｇ
　系の合金である。

澄麿りは常法で調製されたインピット冶金合金である。

合金全１！径６インチ（約１５４）Ｘ長さ１２インチ（
約３Ｑｃｎ）の鋳造ビレットとして購入した。

鋳造ビレツ）ｋ約６００　’Ｆ　（３１５℃）の押出温
度において約０．１インチ／抄（約Ｊ５１１１１７秒）
のラム速度で直径１．７５インチ（約４．４５ｃ＝１１
１　）の丸棒とした。

押出物を長さ２５インチ（約６Ｊ　５　ｂｉｔ　）に切
断した。

約７００″Ｆ（３７１’Ｃ）の鍛造温度を使用して各長
物を一端において１９インチ（約４８．３α）の長さに
熱アップセット（ｕｐｓｅｔ　）　　した。次いで、ア
ップセットした鍛造ストックを約６００″Ｆ（約３１５
℃）に再加熱し、そして２工程組み合わせグイ法におい
て縦通材エンド・タイ配置に鍛造した。

合金ＢおよびＣは、１００ガロンの摩擦機においてゼー
ル対粉末の重瞼比（Ｂ／１））　１７　：　１で調製さ
れた組成りおよびＣの機械的に合金化された試料である
。加工時間は約８７　ｒｐｍにおいて合金Ｂの場合には
約１６時間、そして合金Ｃの場合には約１４時間であり
、ｉｔ　祥３／８インチ（約９Ｊｎ＋ＩＡ）のゼール仕
込物であり、５２１００個の鋼パ？−ルで））つた。プ
ロセス制御剤（ＰＣＡ　）はラン全体にわたって漸増的
に添加されたステアリン前約１．５％であった。

動的プロセス雰囲気は窒素であった。粉末状パッチを元
素状粉末から調製して表■の合金ＢおよびＣの組成物を
調製した。粉末を約８００″Ｆ　（４２７℃）において
真空下で加熱してス、１．７７リン酸の揮発性成分を除
去した。次いで、粉末をカンに仕込み、真空排気し、そ
して真空下においてそれぞれ合金ＢおよびＣの場合に約
８５０下（４５５℃）および９００″Ｆ　（４８２℃）
において約６時間維持した。圧密化を約７５０下（３９
９℃）において押出プレス中で約５０　Ｋｓｌ　（３４
５ＭＰａ　）　　の圧力において行った。

カンの取外後、合金を約５００　’Ｆ　（２６０℃）に
おいて０．２インチ／秒（約５．１１ＩＩＩＩｌ／秒）
のラム速度で直径１．７５インチ（約４．４５ＣＩＬ）
の丸棒に押し出した。

押出物を長さ５インチ（約６３．５＆ｍ）に切断し、そ
して合金Ａの場合に使用したのと同一の方法および温度
によって鍛造した。鍛造製品を表１に示した条件下にお
いて熱処理した。

表　　１ 評価された鍛造合金の公称 ＡＩ　　　　　Ｂａｌ　　　　Ｂａｌ　　　　１ｌａｌ
Ｚｎ　　　　　５．６　　　−　　　　−Ｍｇ　　　　
　２，５　　　４．０　　　１．５Ｃｕ　　　　　１．
６　　　　　　　　４．ＯＣｒ　　　　　Ｏ１３− ｏ　　　　　　−ｏ、ｇ　　　　ｏ、ｓＣ−１，１１，
１ Ｔ７３：８８０″Ｆ　（４７０℃）／１，５時間／温水
急冷＋２２５　”Ｐ　（１０５℃）７７時間＋３５０　
’Ｆ（１７５℃）／９時間／空冷 Ｆ：鍛造したまま Ｔ　４　：　９００″Ｆ（４８２℃）／１．５時間／水
冷＊：酸化物および炭化物ディスパーツイドの合計は約
６−？ｒ容破俤 機械的性質および耐食性の両方が興味があったので、合
金Ａ１即ち７０７５合金’ｔ　Ｔ　７３過時効化テンパ
ーにおいて祠製し、一方機械的に合金化された合金Ｂお
よびＣをそれぞれＦ（＠造したまま）およびＴ４（自然
に時効化）テン・ぞ−において調製した。エンｒ・タイ
鍛造物金谷槌の試験片の配向の定義と一緒に第１図に示
す。

例１ ４つの配向における３種の合金から得られた室温引張試
験の結果を表Ｈに示す。これらのデータの検討は、合金
Ｂが合金Ａよりもかなり強（、合金Ｂの降伏強さの値は
合金Ａよりも加〜３０Ｋｓｌ（１４０〜２１０　ＭＰａ
　）高（、一方延性が同様であることを示す。より高い
強度に加えて、配向を変化させた際に強度が余り変化し
ないことが合金Ｂの場合には観察される。合金Ａの横方
向引張りの値が１ハンドブツク」の値以下であることが
わかる。しかし、すべての３種の合金を実質上同一の条
件下において鍛造した。この種の条件は最適化されてい
ない。

合金ＡおよびＢに比較してなおより高くかつ更に等方性
の性質が本発明の合金、即ち合金Ｃから得られる。短い
横（ＳＴ）方向における高い延性の保持は最も有意義で
ある。伸びチおよびＲＡ％の近接性はそれらの長さ全体
にわたっての合金Ｃ試験片のほとんど均一な伸びを示し
、一方合金ＡおよびＢは初期局所くびれ（ｎｅｃｋｌｎ
ｇ　）の傾向を示す。

例２ 張力−張力荷重において試験された応力集中（Ｋｔ）５
．０、かけられた最小：最大の応力比（Ｒ）０．１、即
ち激しい条件下において作られたシート試験片を使用し
ての表１の３種の合金の切欠き疲労強さの評価は、合金
Ｂが１０’サイクルにおいて合金Ａと匹適する切欠き疲
労強さを有し、一方合金Ｃが１０％だけより強いことを
示す。合金Ｃの疲労強さは８．５〜９　ｋａｉ　　（５
９〜６２ＭＰａ　）低下し、一方合金ＢおよびＣの疲労
強さは７．５〜８．５　ｋｓｉ（５２〜５９　ＭＰａ　
）低下する。

例３　、 鍛造物の７ランジから取られかつＴＬ配向で試験された
圧粉張力試験片を使用して、合金ＢおよびＣの破断靭性
を測定した。独立の源によって報告された合金Ａの値を
使用して、機械的に合金化された材料の靭性値全合金Ａ
と比較した。合金ＢおよびＣの場合の典型的試験結果を
表腫に示す。

これらの結果は、合金Ｂが合金Ａの鍛造物の場合に報告
された値よりも若干低い靭性を有することを示す。しか
し、合金Ｃによって示される破断靭性の平均値は、合金
Ｂの場合の平均値および合金Ａの鍛造物の場合に報告さ
れた値の両方以上の改良を示す。事実、合金Ｃの鍛造物
の場合の靭性と強度との組み合わせは、如何なる他のア
ルミニウム合金の場合に報告されたものを超えると考え
られる。第５図は、鍛造状態における各種のアルミニウ
ム合金の破断靭性対降伏強さを比較し、そして合金Ｘで
示される２０００系列合金との更に別の比較を与える。

その情報は米国特許第３　、８２６　、６８８号明細書
の第１図から得られた。合金Ｃ−Ｔ４のデータの合金Ｘ
の線への投影（ｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ　）は、明らかに
本発明の合金が合金Ｘよりも優れていることを示す。第
５図によれば、合金）１合金Ｃ−Ｔ４と同一強度にさせ
ると、合金Ｘの靭性は合金Ｃ−Ｔ４によって示された約
３４　ｋａｉ　Ｖ’不フＴの値に比較してわずか約１９
　ｋａｌ　Ｖ’不フＴである。同様に、合金ｘｔ金合金
−Ｔ４と同一靭性とさせると、合金Ｘの強度は合金Ｃ−
Ｔ４の８４ｋａｌに比較してわずか約７５ｋｓｌである
。

表■ Ａ　　３０　ｋｓｉ　汀了（３３Ｆｉ’１ＰａＶＷ）”
３１．５　ｋｓｌ　Ｖイフテ　（３４，６ＭＰａ　ＶＦ
；Ｖ　）Ｂ　　２５，２　ｋｓｌ　’ｆ’ｌ’７’ｆ　
（２７，７狸ａ　Ｖ’ｍ　）２７．５　ｋｓｉ　ｖＵフ
チ（２４，７ＭＰａ　Ｖ￥）３７．３　ｋｓｉ　Ｖ−不
フｆ　（４１，０ＭＰａ　Ｎ／ｍ　）Ｃ３１，５ｋｓｌ
　Ｖ’不フｆ　（３４，６ＭＰａ　Ｖ；　）３３．７　
ｋｓｉ　Ｖ４７ｆ　（３７，０ＭＰａ　Ｖ；−）＊：エ
アロスペース／アルミナム・インダストリー・ストラテ
ジー・アセスメント・ワークショップ、ディトン、オハ
イオ州（１９８１年７月Ｉ日〜３１日）においてエム・
ブイ・ハイアットによって報告された値 例４ 表１の鍛造合金の疲労割れ成長挙動をＬＴ配向における
圧粉張力試験片から測定した。試験を乾燥空気中におい
て２０Ｈｚ　の周波数でＲ比０．１で実施した。定常状
態（段階Ｉ）割れ成長だけがＨ察される際に、線形回帰
分析全使用してデータを換算した。第４図に示すように
、疲労割れ成長（ｄａ／ｄｎ　）の最低速度は合金Ｃに
よって示され、割れ成長速度は合金Ａ、合金Ｂの順番で
増大することが見い出された。

例５ 合金Ａ、ＢおよびＣの各々の一般的耐食性を３．５％Ｎ
ａＣ１水溶液中で試験（交互浸漬）することによって評
価した。アセット（Ａａｓｅｔ　）試験およびエキシコ
（翫ｃｏ　）試験の両方を使用して剥離抵抗性を測定し
た。アセット試験は、５０００系列合金の剥離抵抗性を
評価するために１９７２年に海軍によって開発された。

エキシコ試験（ＡＳＴＭ　Ｃ４４−７９）は、Ｃｕ含有
２０００系列合金および７０００系列合金用のものであ
る。表■に示された結果は、合金Ｂの一般的耐食性が合
金Ｃよりも非常に優れていること、合金Ｃが合金Ａより
もかなり良好であることも直ちに示す。剥離試験は、合
金Ｃおよび合金Ｂの両方がエキシコ試験およびアセット
試験の環境における剥離に抵抗し、一方合金Ａがエキシ
コ試験において若干の剥離を呈したことを示した。表■
に示されるように、孔食もこれらの環境において若干の
場合には観察された。

例６ 耐食性の別の有意義な改良が、第３図に示さｔまた短い
横方向応力腐食割れ（ＳＣＣ）試験の結東によって見い
出された。これらの試験けＡＳＴｈｔ　Ｇ４４−７５に
従って実施され、モして３，５％塙化す）　ＩＪウム水
溶液中における固定装填試験片の１（）分間の浸漬、そ
の後の聞分間の溶液外での放＃ｔ、全包含した。合金Ａ
のＳＣＣ抵抗性を改良するために開発されたＴ７３テン
ノに−は、加日間露出後破壊なしに合金にその降伏強さ
１００％まで荷車をかける。しかし、合金Ａの強度はこ
のテンＡ−において極めて低く、この場合には４９．７
　ｋ＠ｔ　（３４２ＭＰａ　）である。

一方、機械的に合金化された材料はかなりより強い。そ
れらのより高い強度にも拘らず、これらの合金はＳＣＣ
環境において劇的に改也された荷重支承能力を有する。

例えば、合金Ｂは１５３．８　ｋｓｉ（４４０ＭＰａ　
）またはその降伏強さの８（）優に荷重會かけた場合に
応力腐食攻撃に少なくとも側８間抵抗する。なお−１−
太きい能力が合金Ｃ（本発明の合金）によって示され、
合金Ｃは８４．８　ｋｓｌ　（５８４ＭＰａ　）または
その降伏強さの１００チに荷重をかけた場合に応力腐食
環境において少な（とも加１間耐えた。合金ＣのＳＣＣ
抵抗性は、機械的合金化によってのみ得られる諸性質の
独特の組み合わせを示す。

諸性質のこの組み合わせが機械的合金化法から独特に生
ずることは、通常のインゴット法によって潤製された化
学的に類似の２０００系列合金の報告された応力腐食挙
動に留意することによって確かめられる。例えば、Ｔ３
５１テン、５−（Ｔ４テンノｅ−とは余り異ならない条
件）においては、２０２４はこの材料の報告された降伏
強さの１００％である４４．９　ｋｓｉ　（３０９Ｐｉ
’ＴＰａ　）に荷重ケかげた場合に加時間未満で破壊す
る。

例７ 試験材料の各々の場合に得られたヤング率および密度の
値の比較は、機械的に合金化された利料の追加の利益全
示す・・；（表Ｖ）。合金Ｂは、合金Ａに比較して弾性
係数が若干増大し、かつ密度がかなり（５，５％）減少
したことを示す。合金Ｃは合金Ａの密度にほとんど等し
い密度を有するが、合金Ａよりも５チ高い弾性係数値を
有１°る。

表Ｖ 弾性係数−密度の比較 １０．６　Ｍ　Ｐｓｉ　　１０．８　Ｍ　Ｐｓｉ　　１
１．Ｉ　Ｍ　Ｐａ１（７３，ＯＧＰａ）　　（７４，４
ＧＰａ）　　（７６，５ＣＰＩＮ）密　　　　　　度 例１〜７のデータから、機械的に合金化された分散強化
した粉末から調製される合金Ｂおよび合金Ｃの両方は独
特に魅力的な諸性質會有することかわかる。しかし、合
金Ｃは、表■に示されるように合金Ｂよりも改良された
諸性質の組入合わせ？有する。本発明の合金の諸性質は
極めて微細な結晶粒度、分散した耐火酸化物粒子および
炭化物粒子、および析出金属間化合物相の組み合わせか
ら部分的には生ずる。これらの特徴は第２図（５１５０
０倍におけるＴＥＭ　）に示される。第２図の材料の極
めて微細ｔＣ結晶粒度は、機械的合金化に伴う激しい機
械加工と酸化物粒子および炭化物粒子の結晶粒成長遅延
効果との組入合わせの結果である。更に別の強度増大は
析出金属間化合物相によって与えられる。

合金Ａ　（７０７５−Ｔ７３　）に比較しての合金Ｂお
よびＣの諸性質の概要を表■に示す。

表　　■ 引張降伏強さ　　　　５１係高い　　　　　５９％高い
切欠き疲労強さ　　　同　−約１０％高いｄａ／ｄｎ＝
　１０−６ インチ／サイクル　　　１２％低い　　　　　　２．５
％高いを生ずるΔに 破断靭性　　　　−１３チ　　　　＋１３係耐　食　性
　　　　　かなりより良好　　より良好一般的剥咽　　
　　　■１離せず　　　　　剥離せずｓｅｃ耐久荷市　
　　　＋２８係　　　　　　＋７１％能力 弾性　１系数　　　　　　　　＋２チ　　　　　　　　
　　→−５チ密　　　度　　　　　　−５，５％　　　
　　　−１チ）ρす８ 本発明のＡＩ　−Ｃｕ　−Ｍｇ　系およびＡｌ−Ｃｕ系
の機械的に合金化された分散強化した粉末全４ガロン摩
捺機中においてＢ／Ｐ２０：１で調製した。加工時間は
約２８０　ｒｐｍにおいてゼール仕込物直径９／３２イ
ンチ（約７．１龍）、５２１００個の銅球において約１
６時間であった。ＰＣＡはステアリン前約１．５％であ
り、そのすべてをランの開始時に添加した。動的プロセ
ス雰囲気は窒素であった。これらのＡラメ−ターは、例
１〜７の合金ＢおよびＣの製造の場合に示された条件下
で製造されたものと匹適できる性質を有する粉末を製造
すると考えられる。

機械的に合金化された粉末を軟鋼製カン内に入れ、次い
で脱気した。真空脱気全３段で実施したし室温真空排気
、真空下で６００″Ｆ（約３１６℃）に４時間加熱、最
後に９５０’Ｔ″（５１０℃）で２時間真空排気）。次
いで、鋼製カンを密封した。圧粉金８００下（４２７℃
）において２時間の均熱（５ｏａｋ　）後ブランク・ダ
イ（ｂｌａｎｋ　ｄｉｅ　）に対して押出プレス中で実
施した。次いで、鋼製カンをアルミニウムビレットから
取り外して直径３インチ（約７．６ｃｍ）のビレツ）Ｔ
ｈ製造した。押出全２．５時間の均熱後６５０下（３４
３℃）において実施して直径３．５インチ（約８．９ｃ
ｍ）のライナーとした。２０％絞りセツティング（ｓｅ
ｔｔｉｎｇ）ｔ−使用して直径５／８インチ（約１５．
９ｍｍ）の押出棒を製造した。押出ラム速度は典型的に
は０．５〜０．フインチ／秒（約１２．７〜約１７．８
　ｍｍ　）であった。

通常のアルミニウム合金テンノソー名称全仲用して記載
できる３系列を使用して、４種の合金ケ熱処坤した。

Ｆ　　　　加工したまま　　押し出したままＴ４　　　
溶体化処理＋　　９００　’Ｆ　Ｃ４８２℃）　１０．
！５自然時効化　　　時間／ＷＱ Ｔ６　　　溶体化処理＋　　９００下（４８２℃）１０
．５人工時効化　　　時間／ＷＱ＋ ２００″Ｆ（９３℃）７１時 間／ＡＣ ＷＱ＝水冷 ＡＣ＝空冷 熱処理はこれらの研究のためには最適化されていなかっ
た。

評価 摩擦粉末構造の均一性に対して研健した。粉末の化学組
成も調べた。

引張性質を室温、２５０’Ｐ（約１２１℃）、４００　
’Ｆ（約２０４℃）、および６００″Ｆ（約３１６℃）
で測定した。別時間間隔で２　ｋｓｌの応力増分を与え
た段階的荷重試験片を使用して、応力−破壊スクリーニ
ング試験’ｉ　２５０　’Ｆ　（約１２１℃）で実施し
た。１゜チ水酸化ナトリウム溶液全腐食剤として使用し
て、棒構造を評価した。

粉末の性質 金属組織学的検査は、粉末構造物が全（均一であること
を示した。

４ｓの合金の化学組成を表■に示す。酸素量および炭素
量は４種の熱処理物（ｈｅａｔｓ　）　　の場合に類似
している。Ａｌ２Ｏ３およびＡｌ４Ｃ３が分散様である
と仮定すると、ディスＡ−ソイＰの容ｔ％は６．３〜６
．６チの範囲である。

棒の構造 圧密化した棒の構造の顕微鋺分析は、熱処理の結果とし
て生ずるかなりの変化を示す。Ｆテンパーは、合金構造
の全体にわたってのアルミニウムー銅金属間化合物粗粒
子を示す。熱処理時に、金属間化合物粗粒子は溶解され
、そして更に均一な構造が得られた。Ｔ６テンノｅ−の
構造はＴ４テンパーのものと同一らしい。機械的に合金
化された材料の場合に期待されるように、結晶粒は光学
顕微鏡使用法において典型的な倍率では解像できなかっ
た。すべての４欅の合金は、各種のテンパーの関数とし
て同様の構造変化を示した。金属間化合物の蝋および大
きさにおけるわずかな差がｗ４察された。

室温での性貢 室温での典型的な引張特性を表■に示す。このデータの
分析は、２変数、即ち合金組成および合金の熱処理？考
慮した。

熱処理の効果は、すべてのＡＩ　−Ｃｕ−Ｍｇ　実験組
成物の場合と本質上同一であった。Ｆテン・ξ−は最低
の強度および最低の伸びを示す。Ｔ４テンノに−は強朋
および伸びの改良を示し、そしてＴ６テン、ｅ−は最高
の強度および延性を示す。マグネシウムｋ　Ａｌ　−４
Ｃｕ組成物に添加すると、全く有意義な性質の変化が生
ずる。マグネシウム含喘゛０から１．５％に増大すると
強度はすべてのテンパｅ−にする。０．５％Ｍｎ　ｋ　
Ａｔ　−４Ｃｏ　−Ｉ　Ｍｇ合金に添加しても、Ｆテン
パー以外では室温での性質に対して利益をほとんど与え
ない。

＊：降伏点および鋸歯状の降伏を示した。

昇温での性質 Ｔ４条件の場合に測定された昇温での引張特性全表ＸＩ
（Ａ）に示す。引張強さに対するマグネシウム添加およ
びマンガン添加の利益は、約４００’Ｆ（約２０４℃）
まで保持される。６００”Ｆ（約３１６℃）において、
すべての合金は大体同一の強度會有する。

マグネシウム添加は２５０’Ｐ（約１２１℃）における
強度全増大させる。例えば、合金Ｃ４（ＡＩ−４Ｃｕ−
１，５Ｍｇ）は、　２５０下（約１２１°Ｃ）において
９０ｋｓｉよりも高い引張強さを有する。しかし、Ｍｇ
１チを添加した２種の合金は、４００″Ｆ（約２０４℃
）において、Ｍｇ　１．５％を添加した合金よりも室温
での強度のより高い％全保持する。Ｍｎ　Ｏ，５％をＡ
Ｉ　−４Ｃｕ　−Ｉ　Ｍｇ　合金に添加すると、引張強
さは４００’Ｐ（約２０４℃）において５０ｋｓｉ以上
に増大した。

表　　ＩＫ　　（Ａ） 昇温での引張特性 （熱処理：　９００　’Ｔ’　（４８２℃）１０，５時
間／ＷＱ、Ｔ４）室温での性質 ＹＳ　　　（ｋｓｌ）　　　　　５２．５　　７８，８
　　９６．２　　８６．ＩＵＴ８　　（ｋｓｌ）　　　
　　７１，８　　８６，８　　９６．２　　８９．３伸
び　（チ）　　　　９．５　１０　　９　　９Ｒ０Ａ、
　　（％）　　　　　１２　　　１５　　　１２．５　
　１６２５０下（１２１℃）での 性質 ＹＳ　　　（ｋａｉ）　　　　　４０，９　　７３．７
　　−　　　７７．５ＵＴＳ　　（ｋｓｌ）　　　　　
５０，０　　７９．２　　９３．２　　７７．９伸び　
（％）　　　　２６　　１０　　８　　６Ｒ１Ａ、（％
）　　　　　４４．５　　３３，５　　２６，５　　１
２．５４００下（２０４℃）での 性質 ＹＳ　　　（ｋｓｉ）　　　　　２３，７　　２６．５
　　２１，７　　３３，３ＵＴＳ　　（ｋｓｌ）　　　
　　２７．９　４１．８　　３５．１　　５０．５伸び
　（チ）　　　　２７　　３５　　４３　　２ＯＲ，Ａ
、（％）　　　　　６２，５　　７９．５　　８８．５
　　５２．５６００″Ｆ　（３１６℃）での 性質 ＹＳ　　　（ｋｓｌ）　　　　　　　　　９，０　　９
．３　　１０．３ＵＴＳ　　（ｋｓｉ）　　　　　−１
０，７９，４１０，９伸び　（％）　　　　−１９２２
２２ Ｒ９Ａ、（チ）　　　　　　−８４８７７５，５応力破
壊特性の評価’ｉ　２５０″Ｆ（約１２１’Ｃ）におい
て行った。段階的荷重試験の結果を表■（Ｂ）に示す。

表［（Ｂ） Ｃ３４７４３，７２２４２ Ｃ４５３９，５２５４２ Ｃ５５４３８，４８１４ マグネシウムおよび（または）マンガンの添加は、応力
破壊特性をかなり改良する。マンガンの添加は延性には
悪いらしい。

このプログラムで製造された機械的に合金化された分散
強化したＡｌ　−Ｃｕ　−Ｍｇ　材料全通常のアルミニ
ウム合金２０２４　（ＡＩ　−４，５Ｃｕ　−１，５Ｍ
ｇ　−０，６Ｍｎ）および７０７５　（ＡＩ　−４，５
Ｃｕ　−２，５Ｍｇ−５，５Ｚｎ　−０，３Ｃｒ　）と
比較した。ＡＩ　−４Ｍｇの公称組成を有する分散強化
した機械的に合金化された材料との比較も行った。表Ｘ
は典型的な引張データの比較を示す。機械的に合金化さ
れたＡｌ−Ｃｕ　−Ｍｇ　合金は、比較合金に比較して
改良された引張特性を有する。より高い強度が合金２０
２４および７０７５の延性水準と等価の延性水準におい
て達成された。強度および延性は両方ζもＡｌ−４Ｍｇ
合金の強度および延性よりも高い。本発明の合金は、通
常のアルミニウム合金およびＡｌ−４Ｍｇ系の両方より
も明らかに浸れた強度−伸びの組み合わせを有する。強
度の優秀さは約４００″’Ｐ（２０４℃）においても保
持される。

例９ 本例の目的は、本発明の合金と各種の他のアルミニウム
ベース合金、測知ば粉末冶金によって製造される他の高
性能合金（即ち、Ｘ７０９０およびＸ７０９１）との間
の疲労割れ伝播に関する比較を示すことである。表Ｘ中
のデータは、公称組成ＡＩ　−４Ｃｕ　−１，５Ｍｇお
よびＡＩ−４Ｍｇｔ”有する機械的に合金化された材料
に対して実験的に得られた。７０００系列内の合金の場
合の値は報告された値から得られた。

表χ １．０−Ｔ４　　　４，９　＋２）　　　−２、ＡＩ−
４Ｍｇ−Ｆ　　　３，５　＋２）　　　−２９チ３．７
０７５−Ｔ７３　　４．Ｏ＋２）　　　−１８係４．７
（１７５−Ｔ６　　６．５　＋３＋　　　＋３３係５、
Ｘ７０９１−Ｔ７Ｘ１４　４，５ｆ４）　　　−８１６
、Ｘ７０９（）−Ｔ７Ｘ５１　　　　４，１　（４）　
　　　　　　　−１６４（１）Δに＝ＫＩＴＩＩｎ：Ｋ
ｎ１．ＬＸ（Ｒ）＝Ｏｏ１においてかけられた応力強度
範囲 （２）鍛造試験片について得られたデータ（３）０．０
７１インチ（約１，８１１１１）のシートについての一
般的動力学データ、エアロスペース／アルミナム・イン
ダストリー・ストラテジー・アセスメント・ワークショ
ップから得られた値（１９８１（４）　　ノースラップ
データ、３ハ川−□のり年７月加日〜３１日） （５）負の値は合金Ｃ−Ｔ４め性能、よ、す、も劣仝性
能を示す。

本発明を好ましい具体例と一緒に記載しンが、当業者が
容易に理解するように、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。この種の修正および変形は本発明の
範囲内であると考え１　。

られる。　　　　　　　　　　　　　。

【図面の簡単な説明】

第１図は縦通材エンＰ・タイ鍛造物および各種の試験片
配向の定＠全示し、第２図は鍛造状態における本発明の
合金の微粒子構造を示１５１５００倍の透ｉ１ぺ電予卵
微鱒写真、第３図は応力腐食割れ試験における各押のア
ルミニウムベース合金の荷重支承能力を示す比較棒グラ
フ、第４図は乾燥空気中の各棟のアルミニウム合金鍛造
物の疲労割れ成長速度を比較するグラフ、第５図は各種
のアルミニウム合金の破堕靭性対降伏強さを比較するグ
ラフである。 出願人代理人　　　猪　股　　　　清 （Ｑ（１，’ｒ（、／妥ぐりダ寥１冷ン鴎特開口Ｒ５８
−１３６７３８（１４） （土ゴＩＣ：Ｎ）瑠Ｉ　「ケ 手続補正書（方式） 昭和μｓ年Ｂり−汐日 特許庁長官　　若　杉　和　夫　殿 １、事件の表示 昭和５７年特許願第１９６８９０号 ２、発明の名称 分散強化した機械的に合金化 されたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 ノＡノット、インコーホレーテッド （１） ２３９−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、応力腐食割れに対して抵抗性の羽村とし、て使用す
   る分散強化した機械的に合金化された゛アルミニウムペ
   ース合金において、前記合金が主成分としてのアルミニ
   ウム、鋼およびマグネシウムからなり、かつ約１〜約１
   ０容ｉｔ％の囁の酸化物および炭化物デイスノーソイド
   を含有し、そして前記合金が圧密化した鍛造熱処理状態
   において横方向における引張降伏強さが約８ｆｌＫｓｌ
   よりも大きい場合には横方向における少なくとも約３０
   ＫｓｉＶ’不フヂの破断靭性および横方向における引張
   降伏強さが約６５Ｋｍｌである場合には横方向における
   少なくとも４５　Ｋａｉ　Ｖ′不ファーの破断靭性によ
   って特徴づけられ、そして前記合金が前記状態において
   短い横方向における約５優よりも大きい伸びによって更
   に特徴づけられることを特徴とする分散強化した機械的
   に合金化されたアルミニウムペース合金。 ２、合金が本質上重量で銅約０．５〜約６係、マグネシ
   ウム約０．５％〜約３％、炭素約０．１チ〜約２．５％
   、少量であるが強さを増大させるのに有効な緩から約３
   優までの酸素、約１％までのマンゴｙ−ｅ）−ｂ、約０
   ，５チまでの鉄、および残部本質上アルミニウムからな
   る特許請求の範囲第１項に記載の合金。 ３、合金がＴ４テンＡ−において少なくとも関口までさ
   らされかつその引張降伏強さの１００％において応力を
   かけられた際に起りそうな応力腐食割れによって特徴づ
   けられる特許請求の範囲第１項に記載の合金。 ４、合金がＴ４テンＡ−において横方向における少なく
   とも）３０Ｋｓｌの引張降伏強さによって更にｔ￥ｊｇ
   Ｌづけられる特許請求の範囲第１項に記載の合金。 ５、合金が鍛造熱処理状態において少なくとも約３１．
   ５　Ｋｓｉ　Ａ々フ了の破断靭性によって特徴づけられ
   る特許請求の範囲第１項に記載の合金。 ６、合金が鍛造状態において短い横方向における少な（
   とも１（）チの伸びによって特徴づけられる特許請求の
   範囲第１項に記載の合金。 ７８合金が圧密化した鍛造熱処理状態において１（１＝
   インチ／サイクルの成長速度において合金７（１７５−
   Ｔ７３の場合よりも２５　％良好である疲労割れ成長抵
   抗性によって更にｌ特徴づけられる特許請求の範囲第１
   項に記載の合金。 ８圧密化した鍛造熱処理状態における合金が１０７ザイ
   クルにおいて合金７０７５−Ｔ７３の場合よりも約１０
   ％高い切欠き疲労強さを有する特許請求の範囲第１項に
   記載の合金。 ９、鍛造熱処理状態における合金が合金２０２４−Ｔ４
   　の場合よりも少なくとも５０係良好である応力腐食割
   れ抵抗性を有する特許請求の範囲第１項に記載の合金。 　　　　　・ １０、マグネシウム含量が約０．５％〜約２．５％であ
   る特許請求の範囲第１項に記載の合金。 １］、＠含量が約２％〜約５％である特許請求の範囲第
   １項に記載の合金。 １２、マグネシウム含着が約１％〜約２．５％である特
   許請求の範囲第１項に記載の合金。 １３、銅含量が約３〜４．５％である特許請求の範囲第
   １項に記載の合金。 １４、酸素含量が約０４〜１％である特許請求の範囲第
   １項に記載の合金。 １５、マンガン金線が約０．４％までであり、そして鉄
   含敬が０．２％よりも少ない特許請求の範囲第１項に記
   載の合金。 １６、炭素含酸が約０．６〜１．２５チである特許請求
   の範囲第１項に記載の合金。 １７、酸化物および炭化物耐火デイスノξ−ソイドの合
   計が約２〜約７容惜チの量で存在する特許請求の範囲第
   １項に記載の合金。 １８、酸化物および炭化物含量の合計が少な（とも約５
   ．５容量悌である特許請求の範囲第１７項に記載の合金
   。 １９、Ｗｉｔテ約４％Ｃｕ、約ｔ、５％Ｍｇ、約０．８
   ％０゜約１．１　％　Ｃ’ｅ金含有、そして酸化物およ
   び炭化物耐火ディス、ｅ−ソイドの合計が約６．５容量
   チの量である特許請求の範囲第１項に記載の合金。 加、粉末状である特許請求の範囲第１項に記載の合金。 ２１、製作物品の形態である特許請求の範囲第１項に記
   載の合金。 ｎ、制約０．５〜約６％、マグネシウム約０．５〜約３
   ％、少酸であるが強さ全増大させるのに有効な前から約
   ３チまでの酸素、炭素約０．１％〜約２．５％、約１％
   までのマンガン、約０．５％までの鉄および残部本質上
   アルミニウムからなる粉末状の機械的に合金化された分
   散強化した合金全調整し、（前記合金は酸化物および炭
   化物耐火ディスバーンイドの合計約１〜約１（ｌ谷ｔ％
   ’に含有する）、前記粉末を昇温において圧密化して実
   管−Ｆ密な材料とし、圧密化した材料を昇温において加
   工し、そして得られる合金會浴体化処坤して、鍛造状態
   において横方向における引張降伏強さが約８（ｌＫｓｌ
   よりも犬ぎい場合には横方向における少な（とも約３０
   に８１Ｖ’インチ　の破断靭性および横方向における引
   張降伏強さが約６５Ｋｓｌである場合には横方向におけ
   る少な（とも約４５　Ｋ８ｉ　Ｖ’Ｖ］７−の破断靭性
   、および短い横方向における少なくとも約５チの伸びに
   よって特徴づけられるアルミニウムベース合金材料を得
   ることｔ％徴とする応力腐食割れに対する良好な抵抗性
   および高強度を有する高力材料として使用するアルミニ
   ウムベース合金の製造法。 ｚ３、圧密化したＩ料を約２００〜５００℃の温度にお
   いて加工し、そして約３５０〜５５０℃の温度において
   十〜１０時間浴体化処理する特許請求の範囲第２２項に
   記載の方法。