JPS61213358A - 改良された性質を有するＡｌ合金の製造法 - 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】 １豆立光１ 本発明は、アルミニウム−リチウム合金に関る、。更に
詳細には、本発明は、アルミニウム−リチウム合金から
製造される物品の非時効状態における破壊強度（ｆｒａ
ｃｔｕｒｅ　ｔｏｕｏｈｎｅｓｓ）を引張性を犠牲にせ
ずに改良る、方法に関る、。

発明の背景 改良された冶金性を与えることができる材料に関して多
年にわたってなされている著しい進歩にも拘らず、かな
りの研究努力が、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要望を満たす新しい合金を求めて
続けられている。高強度は、成る進歩したデザイン応用
用の資格を満たすために、捜される材料の鍵となる特性
であるが、合金は、材料の最終用途に応じて密度、延性
、破壊靭性、耐食性並びに強度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。

アルミニウム−リチウム合金は、低密度および高弾性率
が重要である時に多くの応用のための潜在的候補である
。本発明は、以下に詳述されるように、ディスバーンイ
ド成分を含有る、アルミニウム−リチウム合金に適用る
、。

従来、インゴットおよび粉末冶金ルートによって製造さ
れる多くのアルミニウム−リチウム合金系が、研究され
ている。添加剤を合金に配合して析出硬化を生じさせる
か増大し、またはディスパーソイドを合金に分布させる
ことによって系を強化る、努力が、なされている。有効
ではあるが、延性、破壊靭性および耐食性などの他の性
質を犠牲にせずに添加できる強化剤の量には限定がある
゛。

成る合金は、強度を増大る、ために時効され得る。

しかしながら、時効状態においてさえ、合金は、前記タ
ーゲット性質の所望の組み合わせを満たすことができな
い。

問題の複雑さは、以前に達成されなかった性質の好適な
組み合わせを有る、材料を開発る、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。最終製品の形状は、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、様相
の一部にすぎない。新しいアルミニウム合金が、鍛造な
どのコスト上有効な技術を使用して、それらの所定の性
質を保持しながら所望の形状に成形できるな、らば、そ
して（または）今他の材料の場合に使用されるのと同一
の複雑な形状に経済的に二次加工されて重量節約構造物
の二次加工のための再加工の必要を排除できるならば、
新しいアルミニウム合金は、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、二次加工された部
品は、再現性を有していなければならない。商業的実行
可能性の優越点から、再現性は、実際的範囲の条件下で
達成可能であろう。

本発明は、合金製品を製造る、技術で既知の如何なる１
つのルートにも制限されない。以下に更に記載されるで
あろうように、本発明は、成形工程後のプロセスに組み
込まれ得る。しかしながら、本発明は、更に粉末冶金ル
ートに組み込まれた時に特に有用であり、そして本発明
は、機械的に合金化された粉末からのアルミニウム−リ
チウム合金の製造において特に有用である。

粉末冶金ルートを使用して高力アルミニウムを製造る、
ことは、提案されており、そしてかなりの研究の主題で
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、そして分散強化粒子を合金に配合る、
方法を与える。また、取り扱うことが困難な合金化元素
は、時々、インゴット溶融技術よりも粉末冶金によって
容易に導入され得る。機械的合金化として既知の粉末冶
金技術によって改良された性質を有る、分散強化粉末を
製造る、ことは、例えば米国特許第３．５９１．３６２
号明細書に開示されている。

機械的に合金化されたアルミニウム基合金は、酸化物お
よび（または）炭化物などの均一分布ディスパーソイド
粒子によって安定化される微粒子構造によって特徴づけ
られる。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
分散強化アルミニウムの製法に特に関る、。

機械的に合金化されたアルミニウム基合金の他の面は、
米国特許第４，２９２，０７９号明細書、第４．２９７
．１３６号明細書および第４．４０９．０３８号明細書
に開示されている。

合金の組成が特定の製品を￥Ｊ３ａる、のに使用できる
二次加工技術をしばしば指図る、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
ルミニウム合金で達成されなければならないターゲット
性質は、強度、密度および延性である。分散強化機械的
合金化粉末の顕著な利点の１つは、他のルートによって
調製される類似の組成物（しかし、より少ない量のディ
スパーソイド）から調製される材料と同一の強度および
延性を有る、材料にされ得ることである。このことは、
時効硬化添加剤に頼らずに更に容易に二次加工され得る
合金の製造を可能にる、。機械的合金化ルートは、比較
可能な組成の他のアルミニウム合金よりも二次加工る、
ことがより容易である材料を調製る、が、強度および低
密度の要求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
加工性を減少る、（加工性は、少なくとも、加工温度に
おける延性ならびに物体を形成る、に必要な荷重を考慮
る、）。効果の程度は、通常合金内の添加剤の最に関係
る、。

添加剤は、材料が二次加工され得る方法に影響を及ばず
だけではなく、二次加工技術は、材料の性質に影響を及
ぼす。

大抵の用途の場合、粉末は、例えば１以上の工程での脱
気、圧粉（ＣＯｌｐａＣｌｉＯｎ）　、圧密（ｃｏｎｓ
ｏ−ｌｉｄａｔｉｏｎ）および成形によって最終製品に
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、１３１１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程、材料使用１．労力
および時間の経済性は大きい。個々の基準で手作業によ
る成形を必要とる、ルートによるよりもむしろ鍛造によ
っ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。

１９８４年１０月２３日出願の米国特許出願第６６４．
０５８号明細書は、合金を成る条件下で成形し、即ち押
出および鍛造によって、低密度分散強化アルミニウム−
リチウム合金を改良された強度によって特徴づけられる
鍛造品にる、方法を開示している。開示された鍛造品の
製法は、前記のように、粉末冶金ルート、機械的合金化
および鍛造を使用る、という利点を生ずる。本発明は、
このような応用法を参照して主として以下に例示される
であろう。

破壊靭性を改良る、熱処理が非時効状態において引張性
を減少せずに実施できたことは、予想外であった。本発
明に係る熱処理用の温度が鍛造時に使用されるならば強
度に対して悪影響を有る、ことが見出されているので、
鍛造材料がこのような処理を受けることが可能であるこ
とは、特に驚異的であった。

発明の概要 本発明は、アルミニウム、リチウムおよびディスパーソ
イド成分を含有る、合金を同相温度（ｈｏｍｏｌｏｇｏ
ｕｓ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）約０．７５未満で成形
し、成形品を成形処理温度以上で熱処理しく但し、前記
熱処理温度は約０．６５〜約０．８５の範囲内の同相温
度である）、そして得られた熱処理成形品を冷却る、こ
とを特徴とる、前記合金からなる製品の非時効状態にお
ける破壊靭性を引張性を実買上減少せずに改良る、方法
に関る、。

同相温度は、液状温度（絶対度）によって割られた熱処
理温度（絶対度）である。成形は、例えば圧延、押出、
鎚打またはスェージングによって達成され得る。被成形
材料は、インゴット冶金ルートまたは粉末の圧粉によっ
て調製され得る。一般に、成形は、高温において、即ち
熱機械的処理によって行なわれる。例えば、＾温での成
形後に、成形工程において室温処理を包含る、ことも、
既知である。熱処理製品の冷却は、空気または水などの
液体中で冷却る、ことによって、例えば熱水または冷水
急冷を使用して達成され得る。製品のひずみの回避が重
要である場合には、空気中での冷却は、遅いが好ましい
。冷却は、好ましくは炉の外側で行なわれる。炉内での
冷却は、余りに遅く、このように不経済であると考えら
れる。

本発明の重要な面は、本発明の熱処理が施された合金が
引張強さ特性を実質的程度では犠牲にせずに非時効状態
における改良破壊靭性を右る、ことである。しかしなが
ら、合金は、所望ならば、本処理後に時効され得る。

ここに更に記載されるように、本発明の熱処理は、合金
を成形品にした後に行なわれる。成形は、１よりも多い
工程において行なわれ得る。本発明の１つの有利な゛態
様においては、製品は、多工程プＯｔスにおいて鍛造さ
れ、そして熱処理は、最終仕上工程と組み合わされて高
強度および高破壊靭性によって特徴づけられる鍛造品を
製造る、。

ひずみを最小限にる、ためには、熱処理は、温度範囲の
下端において行なわれる。しかしながら、靭性の増大は
、合金の溶体化処理またはその付近の温度においてさえ
達成でき、それ故最終用途は、特定の材料用の最適温度
を決定る、際の因子であるであろう。

本発明の合金の必須成分は、アルミニウム、リチウムお
よびディスバーンイド成分からなる。アルミニウムおよ
びリチウム以外の元素、例えばマグネシウム、鋼および
ケイ素は、特に合金の溶体化強化用のｆｆ１（限定しな
いが）で存在できる。他の元素、例えば亜鉛、ジルコニ
ウム、鉄および炭素（これらに限定されないが）は、最
終用途に望ましい合金の性質を妨害しない限り、合金に
配合でき、または供給材料において、または合金を調製
る、際に不純物としてピックアップされ得る。

ディスパーソイド成分は、合金中の第二相であるか第二
相を形成できる成分からなる。第二相は、強化剤または
結晶微細化剤、またはそれらの組み合わせであることが
できる。ディスパーソイド、成分は、その場で生成でき
、または合金を調製る、際に供給材料への添加によって
生成でき、またはそれらの組み合わせによって生成でき
る。多くの技術は、ディスパーソイドをＡ１基合金に配
合る、インゴット冶金テクノロジーおよび粉末冶金テク
ノロジーにおいて既知である。粉末冶金ルートにおいデ
ィスパーソイドを合金内に生成しかつ（または）均一に
分布される１つの技術は、機械的合金化法である。イン
ゴット冶金において既知の技術は、１以上の分散形成元
素を溶融物に添加る、方法である。ディスパーソイドは
、合金中に例えば元素形態で、化合物として、そして（
または）金属間化合物として存在できる。ディスパーソ
イドとして存在できる元素の例は、ジルコニウム、鉄、
亜鉛、マンガン、ニッケル、チタン、ベリリウム、ホウ
素、カルシウム、ニオブ、クロム、バナジウム、および
希土類金属、例えばイツトリウム、セリウムおよびラン
タンである。化合物の例は、前記元素の炭化物、酸化物
および（または）ケイ化物、またはそれらの組み合わせ
である。金ａ　ｍ　化合物の例は、Ｆ　ｅ　ＡＩ　　　
Ｎ　ｉ　Ａ　Ｉ　３．３ゝ ＴｉＡｌ　　　およびＣｒＡ　ｌ　７である。

３ゝ 本発明の１つの有利な分散強化合金系においては、合金
系は、本質上、ＩＩでリチウム約０．５〜約４％、好ま
しくは約２−％まで、マグネシラム約０．５〜約７％、
少量であるが強度を増大る、のに有効な聞く例えば、約
０．０５％）から約５％までの炭素、少量であるが有効
な量から約２％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Ｗであるが強度を増大る、のに
有効な量から約１０６聞％までのディスパーソイド含岳
を有る、。典型的には、ディスパーソイドが存在る、時
には、ディスパーソイドは、約７容是％までの世で存在
る、。好ましい態様においては、分散強化合金は、１以
上の工程における鍛造によって成形され、そして更に好
ましい態様においては、合金は、機械的に合金化された
粉末から調製される。一般に、このＡｌ−Ｌｉ系の合金
の破壊靭性の増大を達成る、熱処理は、約３４５℃（６
５０下）〜約５１０℃（９５０’Ｆ）の範囲内であろう
。

発明の具体的な而 （Ａ）組　成 前記のように、本合金系の必須成分は、アルミニウム、
リチウムおよびディスパーソイド成分である。しかしな
がら、前記のように、他の元素および（または）化合物
は、所望の最終用途用の合金の性質に悪影響を及ぼさな
い限り、存在できる。

本発明の有利な態様においては、酸化物および炭化物が
、分散強化剤として存在る、。

特にことわらない限り、成分の濃度は、車量％で与えら
れる。

合金中のリウチム量は、例えば約０．５〜約４％、有利
には約１％から３％未満まで、好ましくは約１．５また
は１．６から約２．７または２．８％までであることが
できる。

マグネシウムが、存在できる。マグネシウム°のｈｌは
、０〜約７％であることができる。右利には、マグネシ
ウムは、存在し、そして１％よりも多い量から約５％ま
での範囲内、好ましくは約２〜約４または４．５％まで
である。例示の合金は、リチウム約１゜５％よりも多い
量から約２．５％およびマグネシウム約２〜約４．５％
を含有る、。

銅が、存在できる。銅量は、０〜約６％、例えば１％〜
約５％であることができる。銅およびマグネシウムの両
方が存在る、ならば、一般に銅とマグネシウムとの合計
量は、約６％を超えない。

ジルコニウムが、存在できる。ジルコニウム量は、例え
ば０〜約２％、典型的には約１％まで、好ましくは約０
．５％までであることができる。セリウムが、存在でき
る。セリウム聞は、例えば０〜約５％、典型的には約４
％までであることができる。亜鉛が、存在でき、そして
亜鉛量は、例えば０〜約６％の範囲であることができる
。ケイ素が、存在でき、そしてケイ素ｄは、０〜約２％
、典型的には０．４〜１％であることができる。

炭素が、系内に約５％までの量、有利には少量であるが
強度を増大る、のに有効な聞から約５％までの範囲の量
で存在できる。典型的には、炭素量は、約２％まで、有
利には約０．０５％から約１％または１．５％まで、’
ＪＦましくは約０．２〜約１．２％であることができる
。合金が快適に合金化された粉末から調製される態様に
おいては、炭素は、一般に機械的に合金化される粉末の
調製時にプロセス制御剤によって与えられる。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。一般に存在る、炭素は、例えば系の成分の
１以上と炭化物を生成る、であろう。

酸素は、通常系内に存在し、そして通常、酸素量を非常
に少なくさせることが望ましい。一般に、酸素は、少量
であるが強度および安定性を増大る、のに有効な闇、例
えば約０゜０５％〜約２％で存在し、好ましくは約１％
を超えない。低い酸素含量は、重要であると信じられる
。系に応じて、酸素含量が２％よりも多い時には、本発
明の合金系は、貧弱な延性を有る、ことがある。１．５
％よりも多いｌｉを含有る、合金においては、酸素含量
は、好ましくは約１％を超えない。

合金は、追加的に例えば少量のニッケル、クロム、鉄、
マンガンおよび他の元素を含有できる。

合金は、存在時に成る性質を高めることができる他の元
素を、特定の最終用途用の合金に悪影響を及ぼさない母
で含有できることが認識されるであろう。

ディスパーソイド成分は、少量であるが強度を増大る、
のに有効なけがら約１０容退％またはなお一層多い岳ま
での範囲内で存在る、。好ましくは、ディスパーソイド
量は、所望の強度と一致してできるだけ少ない。ディス
パーソイド成分として酸化物、炭化物および（または）
ケイ化物を有る、合金においては、典型的には、ディス
パーソイド量は、約１．５〜７容量％である。好ましく
は、ディスパーソイド量は、約２〜６容量％である。デ
ィスパーソイドは、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れらの組み合わせと
して存在できる。ディスパーソイドは、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的加工時
に生成され得る。

多分、それらは、そのままで、粉末仕込物に添加され得
る。他のディスパーソイドは、実用の最終温度でアルミ
ニウム合金マトリックスにおいて安定である限り、添加
またはその場で生成され得る。

存在できるディスバーンイドの例は、Ａ　Ｉ　２０３、
Ａ１００Ｈ，Ｌｉ２Ｏ，Ｌｉ２Ａｌ２Ｏ４、ＬｉＡｌ０
　　　　ＬｉＡ１　　　ＯＬｉ　　　ＡｌＯ２・　　　
　　　　５　８〜　　　３４およびＭＯＯである。ディ
スパーソイドは、炭化物、例えばＡ　Ｉ　４　Ｃ３であ
ることができる。前記のように、金属間化合物が、存在
できる。

本発明の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、マグネシウム歯石は約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、そしてディスパ
ーソイド量は約２または３から６容量％である。例えば
、合金は、Ａｌ−４Ｍ０−１．５Ｌｉ−１，２０゜Ａｌ
−５Ｍｇ−１Ｌｉ−１，ＩＣ，Ａｌ−４ｆＶＩＧ−１，
７５１ｉ−１，ＩＣ，Ａｌ−２ｆｖｌ−２Ｌｒ−１，１
Ｃ，Ａｌ−２Ｍ０−２．５し＋　−１、ＩＣ，Ａｌ−４
Ｍｇ−２，５Ｌｉ−０，７ＣおよびＡ　Ｉ　−２ＭＧ−
２，５１ｉ−０，７Ｃからなることができる。

（Ｂ’）方　法 １、灰ｌ」し乞装置 前記のように、本発明の合金は、インゴットまたは粉末
冶金技術によって調製され得る。当業者に周知の多くの
方法がある。有利な態様においては、合金は、粉末冶金
技術により、好ましくは機械的合金化により１ｌｉＪ製
される。簡潔には、機械的合金化ルートにおいては、ア
ルミニウム粉末は、粉末仕込物を、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
を仕込物に細分化る、のに十分な条件下において、摩砕
によって繰り返して生ずる細分化と溶接作用との組み合
わせを通して乾式高エネルギー摩砕に付して、緊密に会
合されかつ均一に分散された初１１１１粉末材料のフラ
グメントを含有る、新しい密な複合粒子を作ることによ
って調製される。摩砕は、保護雰囲気中、例えばアルゴ
ンまたは窒素ブランケット下で行なわれ、それによって
酸素制御を容易にる、。その理由は、事実上酸素源が出
発粉末およびプロセス制御剤のみであるからである。ブ
ロビス制御剤は、溶接制御性であり、そして炭素寄与剤
であることができ、そして黒鉛または揮発性酸素含有炭
化水素ｐ、例えば有Ｒ酸、アルコール、ヘプタン類、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法は、前記米国特許第３
．７４０，２１０号明細書および第３．８１６．０８０
号明細書に詳述されている。好適には、粉末は、アトリ
ッターにおいてボール対粉末ＩＩ比１５：１から６０：
１を使用して調製される。前記のＪ：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、そしてディスパーソ
イド含量に寄与る、。

分散強化機械的合金化粉末は、圧密される前に、脱気さ
れ、かつ圧延粉されなければならない。脱気および圧粉
は、真空下で行なわれ、一般に約４８０℃（８９５丁）
から合金の初期溶融直下までの範囲内の温度において行
なわれる。前記のように、脱気温度は、合金によって爾
後に経験される如何なるもの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下）〜
５４５℃（１０１５″Ｆ）の範囲内、更に好ましくは５
００℃（９３０丁）よりも高い温度において行なわれる
。プレスは、約５４５℃（１０１５丁）〜約４８０℃（
８９５下）の範囲内の温度において行なわれる。

好ましい態様においては、脱気および圧粉は、真空加熱
プレス（ＶＨＰ）によって行なわれる。

しかしながら、伯の技術が使用され得る。例えば、脱気
粉末は、真空下で押出ブレスにおいて据込みされ得る。

粉末を実質上完全密度に押し出すことを可能にる、ため
に、圧粉は、多孔度が孤立され、それによって押出１１
１ａ滑剤によるビレットの内部汚染を回避る、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％よりも高い密度に実施
る、ことによって達成され、そして好ましくは材料は、
完全密度の９９％よりも高く圧粉される。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／圧粉工程において調製された圧
粉製品は、圧密される。

２、ｔｌ 材料の成形は、１以上の工程において機械的処理によっ
て行なわれる。機械的処理は、例えば押出、鍛造、圧延
、鎚打、圧搾、スェージング、据込み、圧印加工など、
またはそれらの組み合わせであることができる。予備成
形処理は、粉末冶金ルートにおける圧粉体の圧密工程を
包含できる。

本発明の好ましい態様においては、圧密は、潤滑剤を使
用して制御高温下で円錐型ダイ中での押出によって行な
われる。

一般に、成形は、同相温度０．７５未満の温度において
熱機械的プロセスとして行なわれる。しかしながら、成
形は、周囲温度において成形工程の１つにおいて行なわ
れ得る。

前記のように、成形は、１よりも多い工程を包含でき、
そして処理の組み合わせ、例えば押出と鍛造との組み合
わせであることができる。Ａｌ−１ｉ−ＩＶＩ合金の有
利な押出／鍛造法は、前記米国出願箱６６４．０５８＠
明細書に開示されている。典型的には、ＡＩ−Ｌｉ−Ｍ
Ｏ合金の場合の押出は、約２３０℃（４８０丁）〜約４
００℃（７５０丁）の範囲内である。右利には、押出は
、約３７０℃（７００丁）未満で行なわれるべきであり
、そして約３４５℃（６５０°Ｆ）を超えるべきではな
い。好ましくは、押出は、約３３０℃（６２５丁）未満
であるべきである。温度は、合金が合理的な圧力でダイ
を通して押され得る程十分に高くあるべきである。典型
的には、これは、約２３０℃（４５０丁）よりも高いで
あろう。押出用に約２６０℃（５００丁）の温度は、高
度に有利であることが見出されている。押出を約２６０
℃（５００丁）で行なうことによって、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利点がある。こ
の融通性は、押出渇洩範囲の上端において減少る、。

成形が１以上の鍛造工程を包含る、場合には、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工程または多工程操作として行なわれ
得る。多工程鍛造においては、温度制御は、初期鍛造ま
たはブロッキング型工程に適用る、。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、強度の低下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。

Δｌ−Ｍｑ−Ｌｉ合金系においては、鍛造は、同相温度
０．７５未満で行なわれるべきである。例えば、約４０
０℃（７５０丁）、好ましくは３７０℃（７００丁）未
満、例えば２３０℃（４５０丁〉〜約３４５℃（６５０
″Ｆ＞の範囲内、典型的には約２６０℃（５００丁）。

鍛造性は、温度につれて増大でき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°る
、ことが見出されている。

３、成形後の処理 製品形状への機械的処理による成形後、成形品は、制御
された熱処理に付された後、冷却される。

成形品の熱処理は、機械的処理温度よりも高い同相温度
において約０．６５〜約０．８５の同相温度範囲内で行
なわれる。

例えば、合金の液状温度が約６３７℃ （１１８０°Ｆまたは９１１Ｋ）である場合には、機械
的処理は、約４００℃（７５０丁）未満であり、次いで
熱処理は、典型的には約４００℃（７５０丁）よりも高
い温度から５１０℃（９５０丁）、例えば約４１５℃（
８００下）または約４５５℃（８５０下）から約４８０
℃（９００下）までで行なわれる。

成形品は、全成形品が所望範囲内の温度に来るのに十分
な程長く所定温度に保持されることだけを必要とる、。

有利には、全成形品は、所望範囲内の同一温度に上げら
れるが、このことは必要ではない。成形品は、全成形品
が所望範囲内の温度に反応る、のに十分な程長く所定温
度に保持されないならば、得られる成形品の性質の不均
一性の危険がある。成形品を所望の性質を達成る、のに
最小の期間所定温度に保持る、ことは、コストの点から
有利である。しかしながら、性質に関係る、限りにおい
ては、成形品を所定温度でより長い期間保つことは、有
害ではないであろう。加熱が同相温度約０．．６５未満
で行なわれるならば、破壊靭性の改良は、達成されない
か、それを得るための期間は過度であるであろうし、そ
して約０．８５よりも高いと、引張性および破壊靭性は
、悪影響されるであろう。

低い温度制御が臨界的であるのは成形の初期工程である
ことが見出されたが、破壊靭性が成形用の熱機械的工程
後の制御熱処理によって改良できることを見出したこと
は、驚異的であった。

熱処理は、有利には、製品形状用の仕上工程を包含でき
る。

４、冷却 前記のように、余りに迅速な冷却は、材料のひずみをも
たらすことがあるので、材料の冷却は、重要である。炉
内冷却は余りに遅くかつ経済的に不利であるので、冷却
は、好ましくは炉の外側で行なわれる。追加的に、非常
に遅い冷却は、不均一性の形成をもたらすことがある。

５、時効硬化 熱処理は、所望ならば時効硬化しやすい合金系について
行なわれ得る。時効硬化性成分を有る、合金においては
、追加の強度が得られるが、このことは、他の性質、例
えば耐食性の損失を伴うことがある。強度以外低度の魅
力的性質を有る、合金を生ずることがある時効硬化処理
に頼らなくとも鍛造状態において高強度、例えば４１０
ＭＰａ（５°１（ｓｉ）よりも高い強度を有る、低密度
アルミニウム合金が調製され得ることは、本発明の特定
の利点である。しかしながら、本発明の若干の合金系に
おいては、材料を時効硬化して所望の引張性を得ること
が、必要である。

ＫｓｉからＭＰａ、インチからＣＵｔへの換算のように
、丁から℃への換算において、温度を四捨五入したこと
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は、研究実験室設備で可
能な程度に条件を課したり必要とる、ことは、実際的ま
たは現実的ではない。温度は、例えばターゲットの５０
下それることができる。このように、加工条件用のより
広い窓を有る、ことは、水沫の実際的価値を増す。

本発明は、以下に与えられる例において更に説明される
が、例によっては限定されない。すべての例において、
本発明を例示る、試験試料を、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、機械的合金
化技術によって調製され、かつ公称組成Ａｌ−４１ｖｌ
−１，５１ｉ−１゜２Ｃを有る、分散強化合金粉末から
調製した。

例　　　　１ 本例は、本発明の処理を、機械的に合金化された分散強
化ＡＩ−４ＭＧ−１，５１ｉ−１，２Ｇから調製された
鍛造試料の二次加工に組み込む効果を例示る、。

試験のために、「ノック」型鍛造品を約２６０”Ｃ（５
００丁）、ラム速度０．７６ＣｒＲ／秒（±８インチ／
分）で直径９゜８ＱＩ＋（３，８７５インチ）に押し出
された直径２８３（１１インチ）の真空加熱プレスビレ
ットから製造す。鍛造品を第一ブロッカ−において約２
７０℃（５２２丁）、第ニブロッカーにおいて２３０℃
（４５０千）、最終鍛造工程において３２０℃（６１２
丁）で製造る、。最終鍛造工程後、試料を各種の熱処理
および冷却プロフィルに付す。

第１図は、標識された試験セクションを右１′る仕上「
フック」型鍛造品の平面図を示す。本例の試験のための
試験片をセクションＺ（第１図″ｃ２つの寸法で示され
る）から取り、そして大きさ、即ち試験片の幅１．３ｃ
ｍ（０，５インチ）である。

Ｕ（Ｌ）方向をフックに沿って取り、長い横力向（ＬＴ
）をフックの前方から後方までであり、そして短い横方
向（ＳＴ）はフックの頂部から底までである。

破壊靭性の場合には、１９８３年４月１２日、ケンタラ
キー州ロイスピルで行なわれた小形切欠き試験片につい
てのＡＳＴＭシンポジウムでのレポートに記載されてい
る「短棒試験」を使用る、。

試験を独立の実験室において行なった。

試験を「鍛造したままの」材料、各種の熱処理および冷
りＪｌ処理を施した材料について行なった。

処理条件および結果を表１に与える。

表　　１ 短棒試験片鍛造品の破壊靭性 処　　　理 加　　　熱　　　　　　　　　　　　　楢二１１ユ性Ｍ
Ｐａ　　　（）（ｓｉイ 試料　−’Ｃ（丁）　　旦　蟹　配二向　　ｍ１／２　
　ンチ１／２）１４８０　（９００）　３　ＨＷＱ　Ｌ
−ＬＴ　３１．５　（２８，７）２４８０　（９００）
　３　ＡＣＬ−ＬＴ　２５．１　（２２，９）本３　　
４５５　　　　（８５０）　　　　　　３　　　八ＣＬ
−Ｌｌ’　　　２７．　０　　　　（２４，６）＄４４
５５　（８５０）　３　ＡＣＬ−ＬＴ　２８．０　（２
５，５）５　　Ｆ　　　５ｒ−ＬＴ　２１．２　（１９
，３＞６　　Ｆ　　　５Ｔ−ＬＴ　２３．６　（２１，
５）７　　４５５　　　　（８００）　　　　　　３　
　　ＡＣ８丁−ＩＪ　　　２６．　７　　　　（２４，
３）８４８０　（９００）　３　ＡＣ５Ｔ−ＬＴ　２５
．６　（２３，３）９４８０　（９００）　３　ＨＷＱ
　１．−ＬＴ　３１．８　（２９，０＞１０４００　（
７５０）　３　ＡＣＬ−ＬＴ　２５．０　（２２゜８）
１１４２５　（８００）　３＾ＣＬ−１１２６，４（２
４，０）１２　　４００　　　　（７５０）　　　　２
４　　　八ＣＬ−ＬＴ　　　２６．　０　　　　（２３
，７）１３４００　（７５０）　３　ＨＷＱ　Ｌ−ＬＴ
　３２．１　（２９，２）１４４５５　（８５０）　３
　ｕ誓Ｑ　Ｌ−ＬＴ　３２．５　（２９，６）１５　４
８０　　（９００）　　　３　　ＨＷＱ　　　Ｌ−ＬＴ
　　３１．７　　（２８，９）ネ　異なる位置 し＝縦方向　　　　ＬＴ＝長い横方向 ＳＴ＝短い横方向　　ＷＱ−室温での水中急冷ＡＣ＝空
　冷　　　　　Ｆ＝鍛造したまま）ＩＷＱ＝６５℃（１
５０”Ｆ）での熱水急冷結果は、「鍛造したままの」未
処理試験片にわたって本発明に従って処理された試験片
の増大された破壊靭性を示す。低温熱処理は、最小命の
形状ひずみしか与えないので、好ましい。すべての結果
を独立実験室によって妥当と報告した。即ち、すべての
試験片は、良好な平面内亀裂を示した。

例　　　　２ 本例は、Ａｌ−４ｆＶｌ−１，５Ｌｉ−１，２０の押出
試料および鍛造試料の縦方向の引張性に対る、本発明の
処理の効果を例示る、。

肛置戊二豊１ＬＩＬ 例１のフック鍛造品の引張性を第２図に示される位置か
ら取られた試料について得る。処理条件および結果を表
■に与える。

表　　■ 処　　　理 加　　熱　　　　　　　　　　ＹＳＳオフセラ造したま
ま　　　　　　＊　　　４５０　　（６５，３）　　５
２５　　（７６，１）　　９　１５．２４５５　　（８
５０）　　　３　　開Ｑ　　　Ｙ　　　４７４　　（６
８，７）　　５３０　　（７６，８）　　１０　１９Ｘ
　　　４６１　　（６６，９）　　５２３　　（７５，
８）　　１０　１３．３Ｗ　　　４６７　　（６７，７
）　　５２２　　（７５，７）　　８　９．５４５５　
　（８５０）　　　３　　ＡＣＶ　　　４８１　　（６
９，７）　　５３７　　（７７，８）　　７　８．６Ｕ
　　　４７５　　（６８，９）　　５１７　　（７４，
９）　　７　１３．３Ｔ　　　４４６　　（６４，７）
　　５０１　　（７２，７）　　９　１８．５本　延長
端（図示せず） 部品Ｂ−押出試料 機械的に合金化された粉末から調製される押出材料の引
張性を、２６０℃＜５００°Ｆ）において０゜４　ａｘ
　／秒（１０インチ／分）で直径２８１（１１インチ）
から直径９．８０（３，８７５インチ）に押し出し、次
いで３７０℃（７００丁）において直径８．９ｚ（３，
５インチ）から５ｄ（２インチ）Ｘｌ、９ａＲ（０゜７
５インチ）に再押し出しされた試料について得る。条件
および結果を表■に示す。

１−」 一旭一一飼−ＹＳオフレッ ーＥＱ−２％−−ｕ工ｌ　　Ｅ＋、　　ＩＩＡ”Ｃ（’
Ｆ）　　度　全甜　１　止牡Ｌ　吊し　胆牡Ｌ　良Ｌｕ
押し出したまま　　　　　５６４　　（８１，８）　　
５９４　　（８６，１）　　３　　１２．５４５５　　
（８５０）　　　２　　ＷＱ　　　５６４　　（８１，
８）　　５７４　　（８３，８）　　６　　１２．５４
５５　　（８５０）　　　２　　＾Ｃ５７８（８３，８
）　　５７８　　（８６，０）　　５　　１７．６４８
０　　（９００）　　　２ＷＱ　　　５５２　　（８０
）　　５５９　　（８１）　　６　　１５゜４結果は、
本発明の処理から生ずる引張性の変化が本質１零である
ことを示ず。

約４１４ＭＦ？ａ　（６０Ｋｓ　ｉ　）を超える降伏強
さおよび約２２ＭＰａ　　ｍ　　　（２０Ｋｓｉインチ
　　）を超える破壊靭性を有る、Ａｌ−Ｌｉ合金を製造
できたことに注目すべきである。

本発明は、好ましい態様と共に記載されているが、当２
各が容易に理解る、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図は各種の試験片のフック上の位置を示す「フック
」型鍛造品平面図、第２図は各種の試験片の位置を示す
第１図の底を横切っての図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、アルミニウム、リチウム、およびディスパーソイド
   成分を含有する合金を同相温度約０．７５未満において
   成形し、この成形品を成形処理温度よりも高い温度で熱
   処理し（但し、前記熱処理温度は約０．６５〜約０．８
   ５の範囲内の同相温度である）、そして得られた熱処理
   成形品を冷却することを特徴とする、前記合金からなる
   製品の非時効状態における破壊靭性を引張性の実質的減
   少なしに改良する方法。 ２、成形処理を鍛造、圧延、押出、鎚打、スェージング
   、圧印加工および据込みの群から選択される方法によつ
   て達成する、特許請求の範囲第１項に記載の方法。 ３、冷却を炉の外側から、空冷および液体急冷の群から
   選択される方法により達成する、特許請求の範囲第１項
   に記載の方法。 ４、製品を粉末冶金ルートによつて形成する、特許請求
   の範囲第１項に記載の方法。 ５、製品をインゴット冶金ルートによって形成する、特
   許請求の範囲第１項の記載の方法。 ６、成形を鍛造によつて達成する、特許請求の範囲第１
   項に記載の方法。 ７、成形を鍛造によって達成する、特許請求の範囲第４
   項に記載の方法。 ８、冷却を空冷によって達成する、特許請求の範囲第６
   項に記載の方法。 ９、冷却後、製品を時効する、特許請求の範囲第１項に
   記載の方法。 １０、合金製品が、重量でリチウム約０．５〜約４％、
   マグネシウム０〜約７％、銅０〜約６％、ジルコニウム
   ０〜約２％、セリウム０〜約５％、亜鉛０〜約６％、ケ
   イ素０〜約２％、炭素０〜約５％、酸素０〜約２％、お
   よび残部本質上アルミニウムを含有し、そして合金製品
   が、更にディスパーソイド０〜約１０容量％を含有する
   、特許請求の範囲第１項に記載の方法。 １１、アルミニウム、リチウム、マグネシウム、酸素お
   よび炭素を含有するアルミニウム−リチウム合金粉末を
   約４８０℃から合金の初期溶融温度までの範囲内の温度
   において脱気しかつ圧粉し、圧粉体を圧密し、次いで圧
   密物を熱機械的処理によつて同相温度０．７５未満にお
   いて成形し、得られた成形品を熱機械的処理温度よりも
   高い同相温度に付し（但し、前記熱処理温度は０．６５
   〜０．８５の範囲内の同相温度である）、得られた熱処
   理成形品を冷却することを特徴とする、前記合金粉末か
   ら調製される製品の非時効状態における破壊靭性を引張
   性を実質上犠牲にせずに改良する方法。 １２、成形を鍛造を含む工程によつて行なう、特許請求
   の範囲第１１項の記載の方法。 １３、合金が、リチウム２（３／４）％までを含有する
   、特許請求の範囲第１２項に記載の方法。 １４、合金が、本質上リチウム１〜２（３／４）％、マ
   グネシウム約２〜約４．５％、少量であるが強度を増大
   するのに有効な量から約２％までの炭素、少量であるが
   強度および温度安定性を増大するのに有効な量から約２
   ％までの酸素からなる、特許請求の範囲第１２項に記載
   の方法。 １５、本質上リチウム約１〜約３％、マグネシウム約１
   〜約５％、少量であるが強度を増大するのに有効な量か
   ら約２％までの炭素、少量であるが強度を増大するのに
   有効な量から約２％までの酸素からなり、鍛造非時効状
   態においてＹＳ（オフセット０．２％）が少なくとも４
   １４ＭＰａ（６０Ｋｓｉ）、および破壊靭性が少なくと
   も約２２ＭＰａｍ＾１＾／＾２（２０Ｋｓｉインチ＾１
   ＾／＾２）を有することを特徴とする、分散強化アルミ
   ニウム−リチウム−マグネシウム合金。 １６、合金が、リチウム約１〜約２（３／４）％および
   マグネシウム約２〜約４％からなる、特許請求の範囲第
   １５項に記載の分散強化合金。 １７、合金が、リチウム約１．５％およびマグネシウム
   約４％からなる、特許請求の範囲第１５項に記載の分散
   強化合金。 １８、成形を鍛造によって達成する、特許請求の範囲第
   ５項に記載の方法。