JPS5948859B2 - アルミニウム合金の機械特性及び圧力下における耐食性を高める方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、熱処理したアルミニウム合金の機械特性及び
圧力下における耐食性を増加させる方法に関する。

工業的な、特に航空学的な必要上、冶金学者達は、アル
ミニウム合金族を熱処理して性能を高めることに焦点を
合わせている。

該合金の第１は、第１次世界大戦時に世に出たＡ−Ｕ４
Ｇ （ＡＳＴＭ規格による組成番号（ｎｕａｎｃｅ）
２０１７）であった。

続いて新たな合金の発見と同時に、以前の合金の組成は
度々改良され、機械特性を補強可能な熱処理が開発され
てきた。

族又は組成によって可変の熱処理は常に以下に示す主要
な三段階を包含する。

１ 適当で加熱することによって、合金の元素を溶体化
処理すること。

２ 固溶体を室温で固体状態に保持するために例えば水
への焼入れによって急速に冷却すること。

３ 合金の元素に富む単数又は複数の相を細く析出させ
て、合金を著しく硬化（一般に析出硬化と称される）さ
せるため、常温即ち室温にて（時効）又は都合よく選択
したより高い温度にて（焼戻し）実施する最終的な硬化
処理。

最初の溶体化処理工程は、一般に、鋳造方法によって得
られる材料に熱間及び／又は冷間表面処理（例えば陽極
酸化処理）を施した後に行なわれる。

冷間加工過程の如き補助作業も同様に焼入れの後で実施
可能であり、更に、硬化処理は、異なる温度で複数の工
程にて実施可能である。

しかしながら、全ての場合、基礎工程は同じであり、溶
体化処理、その後に行う焼入れ及びその次の硬化処理を
含んでいる。

更に全てのことが同じであれば、このように処理された
合金の機械特性は、固溶体化処理され合金の元素の量が
多い程高くなる。

合金の元素の固体状態における溶解度は温度と共に増加
するので、溶体化処理温度を上昇させることによって、
少なくとも溶解可能な化合物が残っている限り、固溶体
中の合金元素は増加する。

かかる合金元素の増加によって、焼入れ及び焼戻しの後
、硬化析出量が増加し、従って、機械的特性が高まる。

しかしながら、かかる実施方法には限界がある。

前述の溶体化処理温度が、常に金属の融解開始温度以下
でなければならないことは、全く一般的なこととして当
業者に知られている。

実際、融解開始時において、機械特性は不可逆的に低下
する。

この現象は、仏語では「ブルラー（ｂｒＧｌａｒｅ）
Ｊ又アングロサクソンの国々では「共融（ｅｕｔｅｃｔ
ｉｃｍｅｌｔｉｎｇ） Ｊ、すなわち共融融解と一般に
呼ばれている。

例えば、アメリカ金属協会（ＡｍｅｒｉｃａｎＳｏｃｉ
ｅｔｙ ｆｏｒ Ｈｅｔａｌｓ）出版の権威あるハンド
ブック「金属ハンドブック（ＭｅｔａｌｓＨａｎｄ ｂ
ｏｏｋ） Ｊ第８版第２巻第２７２頁の第２図において
、ニー ニス エム（ＡＳＭ）−アルミニウム合金の熱
処理委員会による論文「アルミニウム合金の熱処理」の
概要は、状態Ｔ４ニュアンス２０２４ （ＡＳＴＭ規格
に従う）のアルミニウム合金板のミクロ組織、すなわち
、溶体化処理時に僅かに過熱することによって、「共融
」現象が生じ、「ロゼツト型」の結晶の存在及び溶融結
晶粒界の集合体が特徴として現れるミクロ組織を示すも
のである。

この共晶又は「共融」現象は、以下Ｔ。で示す温度にて
生じる。

この温度Ｔ。は、常に、熱力学的な平衡状態において、
同一合金の融解開始温度、即ち固相線温度Ｔ１以下であ
る。

この温度は合金製造中に形成され、溶体化処理時におい
ても存在する準安定共晶の存在に関係ある。

前述のハンドブック（２１７頁）から抜粋した以下の表
■は、２０００番系列の各種合金の共融温度Ｔｏ及び使
用すべき溶体化処理温度を示す。

同一ハンドブックには、同一規準（２７２頁）に従って
、鍛圧した主要アルミニウム合金に使用する溶体化処理
温度が記載しであるので表ＩＩに示す。

ジャン・マリ−・アメデ ブベス） （Ｊｅａｎ。

Ｍａｒｉｅ、 Ａｍ’ｅｄ’ｅｅ ＢＯＵＶＡＩＳＴ）
氏の研究の成果である本発明の一つの目的は、析出硬化
に直接関与する合金元素であるＣｕ、 Ｍｇ、 Ｓｉ、
Ｚｎ。

Ａｇ、 Ｌｉのうちの少なくとも１種類の合金元素の、
常温におけるアルミニウム合金中の含有量が、共融温度
Ｔ。

において生じる準安定共晶のα固溶体内における該合金
元素の含有量より大きくなっているような鍛圧アルミニ
ウム合金製品の機械特性を高める独自の方法を提供する
ことである。

本発明に用いる合金も、一般にアルミニウム合金に含有
されているＭｎ、 Ｆｅ、 Ｎｉ、 Ｃｒ、 Ｚｒ、
Ｔｉ等、単数又は複数種の第２次元素を含有可能である
が、前述の元素のみに限定されるものではない。

該元素は、析出硬化に参加する元素の１部を安定化合物
として保有可能であり、該元素の含有量を計算する場合
にこのことを考慮しなければならない。

該方法に従って処理したひ析出硬化のアルミニウム合金
の機械特性を増加させた製品は、そのミクロ組織がロゼ
ツト型結晶及び溶融結晶粒界の集合体を実質的に有さす
、共融温度Ｔ。

以上の温度で溶体化処理を行う故に、焼入れ及び焼戻し
を行った後に相内に存在する析出硬化に関与する合金元
素の全体濃度は、Ｔｏを僅かに下回る温度、すなわち準
安定相が融解しはじめる温度を僅かに下回る温度におけ
る上記合金元素の溶解限以上になっている。

焼入れ以前の溶体化処理温度（以後Ｔｔで示す温度）を
、温度Ｔ１以下にとどめながら、少なくとも温度Ｔ。

に等しく、望ましくはＴ。を実質的に上回る値に保持す
ることによって主として構成される独自の熱処理によっ
て、後文に記載することを注意さえすれば、改良された
特徴を有するアルミニウム合金製の鍛圧製品を得ること
ができることを本出願人は全く偶然に発見した。

溶体化処理温度をより高くすることによって、硬化に直
接関与する該合金を構成する単数又は複数の元素の溶解
度を増加可能であるから規定の学説に反して、該処理に
よって機械特性を改良可能なことを本出願人は確認した
。

該処理を行う時、Ｔｏ≦Ｔｔ≦Ｔ１の如き温度Ｔｔにお
いて操作する故に、その処理時に液相が生じる（即ち部
分的な融解が生じる）が、この液相は準安定液相である
ため温度Ｔｔで充分長い時間保持することによってその
液相を消滅させることができる。

製品の焼入れは、機械特性を変えないために、融解部の
全体又はほぼ全体が除かれた後に行われる。

Ｔｏ以上の温度で処理を行えることは従来全く知られて
いなかった。

即ち従来は、Ｔｏ以上の温度で処理することは、部分的
融解が生じて機械特性の不可逆的劣下が生じるため、好
ましくないとされていたのである。

上記の劣下については前述のハンドブック等に詳記され
ている。

実際本出願人は、融解部の全体又はほぼ全体を除去した
製品にしか焼入れを行わないようにし、かつ、溶体化処
理中に、気体状態で発散される水素の含有量を、０．５
ｐｐｍ以下の値、望ましくは０．２ｐｐｍあるいはＯ，
ｌｐｐｍ以下の値まで下げることによって該劣下を防止
可能なことを発見した。

水素含有量を前述のレベルまで下げるためのいくつかの
方法が当業者には既知であり、例えば、液体状態におけ
るガス抜き方法、あるいは、溶体化処理以前に、真空下
で、又は不活性ガス又は乾燥ガスの大気下で水素のない
状態で、又は水素を解放するようにしてＴ。

以下の温度で保持する方法であり、この保持は、気体状
態で発散可能な水素の含有量を目的のレベルまで下げる
ために、処理する部材の寸法に従って決定される充分長
い時間に渡って行われる。

同様に、溶体化処理中、金属に侵入して金属の品質を落
すことになる水素又は水素を含有する物質の存在は防止
されなければならない。

例えば、該処理は、真空下で、又はアルゴン、ヘリウム
あるいは窒素又は約−１５℃の露点を有する乾燥空気の
雰囲気下であるいは都合よく脱水して溶解した塩浴にて
、炉内で実施可能である。

前述のことを注意して、溶体化処理の初めに形成される
液相は、付加元素を液体帯域からそれと隣接し飽和して
ない固体帯域の方へ拡散させることによって、徐々に消
え去るので、比較的短い保持時間の後で、合金は全体的
に、又はほぼ全体的に孔又は間隙が形成されることなし
に固体になる。

本発明に使用して前述の処理を行った全てのアルミニウ
ム合金は、従来の溶体化処理、焼入れ及び時効硬化処理
を行った同じ合金よりもはるかに優れた機械特性を有し
、しかも合金の優れた可延性を全く損わないことを本出
願人は確認した。

温度Ｔ。

は合金に応じて広い維囲内で可変である。

所定の合金の場合、該温度は鍛圧及び熱処理によって左
右される。

かくて、極めて強く鍛圧した製品の場合、少ししか鍛圧
しない製品における部分的融解現象の原因となる準安定
共融物の１部又は全体を拡散によって除去することがで
きる。

従って、強く鍛圧した該製品において、部分的融解を観
察することなしに、少ししか鍛圧しない製品において部
分的融解が観察される温度以上の溶体化処理温度を用い
ることができる。

かくて表ＩＩの注に示したように、１．２７ｍｍ以下の
場合、４８８乃至４９９℃の温度で合金を溶体化処理可
能である。

従って、本発明の方法を実施する場合には、示差熱分析
（ＤＴＡ）等の周知の方法で温度Ｔ。

とＴ１とを決定しなければならない。

温度Ｔ。は共融温度であり、また温度Ｔ１は、熱力学的
平衡状態において即ち合金が化学的に均質な状態におい
て融解を開始する温度である。

換言すれば温度Ｔ。及びＴ１はそれぞれ平衡状態図上の
共融温度と固相線（三元合金の場合は固相面）温度とに
相当するものであり、これら温度Ｔ。

、Ｔ１は技術文献にも掲載されている。

従って、示差熱分析等を行うことは必ずしも必要ではな
い。

なお、上記した同相線温度と固相面温度との両方を含む
語として、本明細書では「固相温度」の語を使用してい
る。

上記の如く温度Ｔ。

及びＴ工を決定すれば、その２つの温度の間にある溶体
化処理温度Ｔ、の範囲を決定することができる。

更に、本発明に依る方法を実施することによって、析出
硬化のアルミニウムを基材とする合金の圧力下における
耐食性を驚異的に著しく改良可能であることを本出願人
は確認した。

例えば、フランス規格協会（ＡＦＮＯＲ）に依れば、Ａ
−Ｕ４ＳＧ、米国アルミニウム協会（Ｕ、 Ｓ、 Ａｌ
ｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓ５ｏｃｉａｔｉｏｎ）ではＡＯ２
００１又は２０１４と称される合金は、航空構造物用と
して極めて多く使用されている。

平均的塑性は、例えば、銅が４．２０％、ケイ素が０．
７５％、マグネシウムが０．５％、マンガンが０．６％
であるが、この値は僅かに変化可能であり、残りはアル
ミニウムであり、純度９９．７％（前述のフランス規格
協会に依りＡ７と呼ばれている品質のもの）が最も多く
使用されている。

該合金は、例えば、破壊荷重が４５ｈｂａｒ、弾性限界
が３９ｆｂａｒ、破壊伸びが〉５％という優れた機械特
性を有するが、残念な、がら、圧力下における耐食性が
中位である。

仏画の航空技術サービス（５ｅｒｖｉｃｅｓＴｅｃｈｎ
ｉｑｕｅｓ ｄｅ Ｉ ’ Ａｅｒｏｎａ
ｕｔｉｑｕｅＦｅｒａｎｃａｉｃｅ）の規格ＡＩＲ−９
０５００は、以下のものを含有する反応体Ａ３中におけ
る応力下での浸漬−浮上の交互のサイクルを規定してい
る。

この場合該反応体Ａ３は次のものを含有する。

−ＮａＣ１： １リットル当り３０グラム−Ｎ２ＨＰＯ
４：１リットル当り０．１９グラム−Ｈ２ＰＯ４：１リ
ットル当り１．２５グラム−鉱物質を脱失させた水：１
リットル −Ｎａ２ＣＯ３の飽和溶液を加えることによって８．１
に調整されるｐＨ この条件にて、Ｔｃ方向（短側方向すなわち厚さの方向
）において試片を試験した場合、６０日間に渡って破壊
しない最大応力は８乃至１２ｈｂａｒを越えず、これは
多くの場合そうであるように、不充分と見なされている
ので該合金の使用は限定される。

、更に、焼戻しを長くすることによってＡ−Ｕ４ＳＧの
圧力下における耐食性を幾分改良することができるが、
しばしば許容不可能な割合で機械特性が減少することが
知られている。

本発明によれば、水素含有量を少なくとも０．５ｐＷね
下、望ましくは０．２ｐｐｍ以下、更に望ましくは０、
１部ｍｌメ下に保持して、１７２時間から１２時間程度
の間Ｔ。

より高い温度Ｔｔで溶体化処理を行った後に硬化処理を
行う。

このようにＴ。以上の温度で処理することによってアル
ミニウム合金中の付加元素（銅、ケイ素、マグネシウム
）の溶解度が増加するため、その元素の含有量を増加さ
せることができる。

このようにして得られた製品の圧力下における耐食性は
、従来のものと比較して著しく高いことが確認された。

以下に示す例によって、本発明の実施に関してよりよく
理解できる。

例１： ２０１４型（Ａ−Ｕ４ＳＧ）の合金で２００ｍｍの厚さ
の板を反連続鋳造によって形成した。

該合金の組成は、Ｃｕが４．７％、Ｓｉが０．８４％、
Ｍｇが０．４５％、Ｍｎが０．６８％、Ｆｅが０．２３
％である。

２４時間４９０℃で均質化し、熱間圧延によって５０ｍ
ｍの厚さの薄板に変形した後で行う示差熱分析（ＡＴＤ
）によって、合金の融解開始はＴ。

＝５１１℃においてであることが観察された。

ＡＴＤ試験時の温度上昇速度は、１２０℃／時間、すな
わちその後で行う溶体化処理に使用する温度にほぼ等し
く、平衡融解Ｔ１は約５２５℃にて起った。

この例において、溶体化処理可能な銅の含有量は、温度
Ｔ。

における固体状態での溶解度の限界、すなわち４．３℃
を越える。

１００ Ｘ ７０ Ｘ ５０ｍｍの試片を該薄板内で形
成した。

第１の試片は、４時間に渡って５０５℃（Ｔｏより６℃
低い）の温度で従来の方法で溶体化処理し、次に、２０
℃の水で焼入れした。

周囲温度で数日間保持した後、８時間に渡って１７５℃
で焼戻し処理した。

第２の試片は、特別な注意をせずに４時間に渡って５２
０℃（Ｔｏより９℃高い）で溶体化処理した後で、前述
と同条件にて焼入れ及び焼戻しを行った。

本発明の効果をよりよく示すために、第３試片を真空下
で２４時間に渡って４６０℃で処理した後で、乾燥空気
の大気を通風した炉内で１２時間に渡って５２１℃（Ｔ
ｏより１０℃高い）で溶体化処理した。

次に焼入れ及び焼戻しを前述の条件下で実施した。

機械試験用の試料で形成した３個の試片を長手方向及び
短側方向に処理した。

得られた結果を以下の表ＩＩＩに示す。

−処理１：５０５℃にて４時間 一処理２：５２０℃にて４時間 一処理３：真空下で４６０℃にて２４時間＋５２１℃に
て１２時間 本発明に依る処理（３）によって、弾性限界及び破壊荷
重は、従来の処理（処理（１））よりも３ｈｂ、すなわ
ち７％増加した。

伸びの点を見た場合、長手方向における破壊伸びは僅か
に減少しているが、厚さの方向（短側方向）における破
壊伸びは明らかに増加し、等方性が改良されていること
がわかる。

そのかわり、準安定融解温度Ｔ。

より高い温度で（処理（２））特別な注意をせずに溶体
化処理を直接行った場合、焼入れ金属はもろくなること
が確認された。

各場合に水素の定量を行った。

処理（１）（２）の場合、水素含有量は約０．３ｐｐｍ
、処理（３）の場合０．ｌｐｐｍ以下であった。

例２： ２．１５％の銅、０．７８％のＳｉ、０．８０％のＭｇ
、０．１０％のＣｒを含有するＡＩ −Ｃｕ−Ｍｇ−３
ｉ型の実験用合金を１００ｍｍの厚さの厚板形状に形成
した。

２４時間に渡って５００℃で均質化した後、圧延によっ
て２ｍｍの厚さの薄板にした。

従ってＡＴＤによって測定される融解開始温度Ｔ。

は５３７℃、平衡融解温度Ｔ１は約５５０℃であった。

かかる合金のＳｉ及びＭｇの含有量は温度Ｔ。

における固体状態での溶解度の限界を越える。

薄板から形成した第１試料に一般に行われている処理を
行った。

すなわち、塩浴にて３０分間に渡って５３０℃の溶体化
処理を行い、次に２０℃の水で焼入れをして４時間に渡
って１７０℃で焼戻しだ。

第２の試料は本発明に依る方法で処理した。

すなわち、真空下で８時間に渡って４５０℃で脱ガス処
理をした後で、塩浴にて３０分間に渡って５４５℃（Ｔ
ｏより８℃高い）で溶体化処理し、前述のものと同じ条
件で焼入れと焼戻しを行った。

次に、圧延の方向に相応する長さの試片を機械試験用と
して該試料から形成した。

機械試験によって得られた結果は次の表ＩＶに図示する
。

この場合本発明に依る方法に依れば、一般の処理と比較
して、破壊荷重及び弾性限界が約７％改良され、更に可
延性が増加した。

例 ３： Ａ、 Ａ、規格に依るニュアンス×７０５０ノＡＩ−Ｚ
ｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金を厚さ３００ｍｍ、長さ７５０ｍｍ
の厚板形状に形成した。

該合金の組成は、Ｚｎが６．２％、Ｍｇが２．２５％、
Ｃｕが２．４０％、Ｆｅが０．０８％、Ｓｉが０．０６
％であった。

２４時間に渡り４６０℃で均一化処理した後で、該厚板
を５５ｍｍの薄板に変形した。

この状態において、温度（ＴＯ）は４７８℃である。

該合金の銅及びマグネシウムの含有量は、温度（Ｔｏ）
における固体状態での溶解度の限界を越える。

１０ Ｘ １０ Ｘ ５５ｍｍの平行六面体の試片を短
側方向において抽出して次の如く処理した。

−１組（ｌｏｔ） ニ一般に行なわれている処理、すな
わち塩浴にて４時間に渡り４７６℃で溶体化処理した後
、２０℃の水で焼入れし、焼入れ後４日間換気炉に入れ
て、４時間に渡り１２０℃で焼戻しな後更に９時間に渡
す１６２℃で焼戻す。

−２組：本発明に依る処理、すなわち、８時間に渡り４
３０℃で真空下にてガス抜きした後、塩浴にて４時間に
渡り４８８℃（温度（Ｔｏ）より１０℃高い）で処理す
る。

焼入れ及び焼戻しは１群と同じ条件で行った。

引張り実験によって決定された機械特性を次の表Ｖに示
す。

更に、本発明の処理の処理（１組）に依れば、引張りの
機械特性を組合わせたものを著しく増加させることがわ
かる。

次に示す例は、本発明を用いて圧力下における耐食性も
増加させる方法を示すものである。

例４： ＡＵ４３Ｇ族の２種類の合金、すなわち、銅、マグネシ
ウム及びケイ素の含有量を増加させることによって組成
を変えたものと、従来の組成のものとを準備した。

銅 −４，７％ マグネシウム −０，６％ ケイ素 ＝０．８５％ 合金第１号、改マンガ
ン ＝０．６％ 変された組成アルミニウムＡ７
＝残り 銅 −４，４１％ マグネシウム −０，４９％ ケイ素 ＝０．７５％ 合金第１Ｉ号、従マン
ガン ＝０．５７％ 来の組成アルミニウムＡ７
＝残り 次に、該２種の合金第１号及び第１Ｉ号を鋳造によって
厚さ１２０ｍｍの厚板にして、一方に従来の処理を行い
、他方に本発明に依る処理を行った。

該処理の変化サイクルを次に示す。

１／従来の処理ニ ー従来の均質化を行う。

一１２時間に渡って４９０℃まで上昇させ、１２時間４
９０℃を保持した後で炉にてゆっくり冷却する。

一１０分間表面をかき起す（ｒｏｕｇｈｅｎｉｎｇ）。

−熱間圧延：４４０℃まで再加熱して、５回通過させて
１００から５０ｍｍに厚さを減少させる。

圧延の終りの温度は３８０／３９０℃ −換気炉における従来の溶体比処理（２時間で５５０℃
まで上昇させ、６時間に渡り５０５℃で保持し、水で焼
入れする） 一試片を短側方向及び長手方向に冷間加工する。

２／本発明に依る処理 一露点において乾燥大気中に行う特別の均質化処理 ｍ−１０／−１５℃、次の条件にて： ＋１０時間に渡り５１５℃に上昇させる。

＋２時間に渡り５１５℃に保持する。

＋３時間に渡す４６０℃で冷却する。

次の処理は、 一１０分間表面をかき起す 一水素含有量（０，１５ｐｐｍ）の検定 −前述の如き熱間圧延 一丁。

＜Ｔｔ＜Ｔ１の如き温度（Ｔ、）にて本発明に依る特殊
な溶体化処理を行う＝ （’Ｌ）は５１６１５１８℃
に等しいことがわかるので（顕微鏡試験及び示差熱分析
による）、 （ＴＯの最大値を５１３１５１４℃に固定
した。

この処理は、以下に示す条件に従って−１５乃至２０℃
の露点にて通風性の乾燥空気中で行った。

＋７時間に渡り５１１℃まで上昇 ＋２時間に渡り５１１℃＋２℃／−０℃を保持＋水での
焼入れ 次に、 一引張り力による２％の冷間圧延 一短側方向（ＴＣ）及び長手方向（ＴＬ）における試片
の抽出 焼入れ後４日間周囲温度にて自然熟成した後で試片の一
方に従来の焼戻しを行った。

＋４時間に渡り１５４℃まで上昇 ＋２２時間に渡り１５４℃＋２℃／−０℃を保持 他方の試片には、長時間での焼戻し、即ち２４時間乃至
７２時間の間の最適期間に相応する４８時間に渡り１７
５℃で焼戻しを行った。

次に、２０／２２℃にて、前述の反応体Ａ３内にて浸漬
−浮上の交互のサイクル（１０分間、３０分間）で異な
る試片の圧力下における耐食性を測定した。

この場合試片は前もってアセトンで脱脂し、フッ化硝酸
の反応体で洗った後で蒸留水で洗浄し、乾燥させて機械
特性（破壊荷重Ｒ１弾性限界ＬＥ０．２及び破壊伸びＡ
％）を測定した。

次に示す表■は、各種試験の結果を集めたもので、組成
を改変しない合金（ＩＩ号）と各種パラメーターの関数
として変化させた組成の合金との圧力下における耐食性
と機械特性との進歩の度合を示すもので、従来どおり均
質化したもの、本発明の主要特徴に依り特別に均質化し
たもの、従来どおり焼戻したもの、及び本発明に依り焼
戻したものを比較した。

特に、改変しない合金に行った特殊均質化と長時間での
焼戻しを組合わせたもの（表の第６列）は、圧力下にお
ける耐食性を充分なレベルまで（３０日間１６ｈｂ及び
３０日間２４乃至２８ｈｂで破壊しない）上げることが
できたが、機械特性の値は下った。

これに反して、組成を改変した合金に特殊な均質化をし
、長時間での焼戻しをしたものは、従来どおりの処理を
行った組成を改変しない合金の機械特性を充分有しなが
らしかも３０日間２４乃至２８ｈｂで、又６０日間８ｈ
ｂで破壊しない応力を有する。

このようにして得られた特性は、使用される合金に要求
される構造、及び極めて厳しい試験を考慮した上で航空
掌上の構造に極めて貴重である。

表ＩＩは、１組５個づつ従来の組成の試片と改変組成の
試片に、従来の処理及び本発明に依る処理を行った場合
の、応力の関数として変化する圧力下における耐食性の
様相を示すものである。

各場合の数字は破壊以前の試片の寿命日数と、６０日後
に破壊していない試片の数を示すものである。

次に本発明を添附図面を参照して説明する。

なお、説明を解り易くするため、添附図面には二元アル
ミニウム合金の状態図を示しである。

図いおいて、温度ＴＬ、Ｔ１．Ｔｏ及びＴｖはそれぞれ
液相線温度、固相線温度、共融温度及び固溶線温度を示
している。

図において特定成分の合金Ａを凝固させていく過程を考
えた場合に、平衡状態を示す状態図上では固相線はＡ′
→Ｃというルートを通るが実際には拡散速度が遅いため
Ａ′→Ｃ′というルートを通り、Ｃ′点に達し、ここで
共晶Ｅが生じる。

しかして、このように非平衡状態においてＣ′点におい
て生じた共晶は準安定共晶になる。

本発明においては、析出硬化に直接関与する合金元素Ｘ
（例えばＣｕ）が上記Ａの如き濃度を有するアルミニウ
ムＡ１合金を対象としている。

即ち、このＡ１合金の常温状態における上記合金元素Ｘ
の含有量は、これをＴ。

の温度まで加熱して得られた準安定共晶のα固溶体内に
おける上記合金元素の含有量（Ｃ′点参照）より大にな
っている。

このようなアルミニウム合金を溶体化処理のために加熱
した場合に、温度がＴ。

以上になると（準安定）液相が現われ、これがＡ１合金
の機械特性を低下させる。

従って、従来技術ではその溶体化処理をＴ。

よりわずかに低い温度で行っていた。

しかるに、処理温度をさらに上昇させることができれば
α固溶体内の溶質の含有量を増加させて機械特性を上昇
させることができる。

上記の点に鑑み、本発明ではＴ。

≦Ｔｔ≦Ｔ１の範囲にある温度Ｔ、で溶体化処理を行う
。

そして、その処理時間をＴｔの温度で生じた準安定液相
がなくなるまで（準安定状態のＡ′−Ｃ′固相線が平衡
状態のＡ’−Ｃ’線にほぼ一致するまで）とし、しかも
上記液相が一時的に生じることによる悪影響を除くため
に、水素含有量を制限しているのである。

なお、本発明においては、上記溶体化処理を焼入れの前
に行う。

この焼入れは溶体化処理の直後に行われてもよく、また
溶体化処理と焼入れとの間に他の処理が行われてもよい
。

例えば、鋳造、均質化処理、熱間加工、焼なまし、焼入
れ等の工程が行われる場合に、上記溶体化処理は均質化
処理工程の間に行われてもよい。

【図面の簡単な説明】

添附図面は、本発明の詳細な説明するための、アルミニ
ウム合金の状態図である。 図において、ＴＬは液相線温度、Ｔ１は固相線温度、Ｔ
ｏは共融温度、ＴＶは固溶線温度を示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 析出硬化に直接関与する合金元素であるＣｕ、 Ｍ
   ｇ、 Ｓｉ、 Ｚｎ、 Ａｇ、 Ｌｉノうちの少なくと
   も１種類の合金元素を含有し、常温でのアルミニウム合
   金中の上記少なくとも１種類の合金元素の含有量が、共
   融温度Ｔ。 において生じる準安定共晶のα固溶体内における該合金
   元素の含有量より大きくなっているような熱処理鍛圧ア
   ルミニウム合金の機械特性及び圧力下における耐食性を
   高める方法において、Ｔｏ≦Ｔｔ≦Ｔ１（Ｔ１は平衡状
   態における固相温度）の関係にある温度Ｔｔでの一回の
   溶体化処理を焼入れ以前に行うとともに、その溶体化処
   理を、最初に形成される準安定液相が完全になくなるま
   での時間に亘って行い、しかも該溶体化処理中に気体状
   態でガス抜きされる合金中の水素含有量を０．５ｐｐｍ
   以下Ｅｊにとを特徴とする、アルミニウム合金の機械特
   性及び圧力下における耐食性を高める方法。 ２、特許請求の範囲第１項記載の方法において、上記鍛
   圧アルミニウム合金がさらに、Ｍｎ、 Ｆｅ。 Ｎｉ、 Ｃｒ、 Ｚｒ及びＴｉのうちの少なくとも１種
   類の合金元素を含有することを特徴とする方法。