JPS62502295A - アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金及びその製造方法Info
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- JPS62502295A JPS62502295A JP50235586A JP50235586A JPS62502295A JP S62502295 A JPS62502295 A JP S62502295A JP 50235586 A JP50235586 A JP 50235586A JP 50235586 A JP50235586 A JP 50235586A JP S62502295 A JPS62502295 A JP S62502295A
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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】
発明の名称
アルミニウム合金及びその製造方法
技術分野
本発明は、アルミニウムを主体とした高強度、高延性、低密度である合金、及び
特に複合析出物が、そのアルミニウムマトリックス中に均一分布していることを
特徴とする合金に関する。その微細構造は、初期の溶体化(solutioni
zing)処理及びそれに続く多段時効処理から成る熱処理法によって発達させ
られる。
背景技術
航空宇宙産業への応用においては、充分な重量軽減を達成するために、改良され
た比強度を有する構造合金に対する需要が増加している。アルミニウムーリチウ
ム合金は、アルミニウム合金の機械的及び物理的性質についてのリチウムの顕著
な効果のために1重量軽減を満たす可能性を与える。1重量%のリチウム(約3
.5原子%)の付加は、密度を約3%減少させ9弾性率を約6%増加させる。し
たがってこれは比弾性率(E/ρ)の充分な増加をもたらす。さらに合金の熱処
理は一様な準安定相、δ(A j! 3L t )の析出を引きおこし、かなり
の強化をもたらす。しかしながら。
アルミニウムーリチウム合金の開発と広範な応用には、主としてその系固有の脆
性が障害となっていた。
Ajj−Li系において9合金の低い靭性は粒界あるいは微粒界に沿う脆い割れ
目によるものであることが示されている。その脆さの原因となる微細構造上の2
つの主要な特徴は9粒界及び/又は微粒界に沿った金属間相の析出と9合金中の
顕著な平面状ずれのようである。後者は粒界に応力集中を生ずる。この粒間(i
ntergranular)の析出物はその境界の脆化を引きおこし、同時にL
iを境界領域から引きぬいて、応力の局在点として働く無析出領域を生成する傾
向がある。
平面状すべりは、大部分、δ′析出物のすべり変形性(剪断性)によるもので、
これはすべり変形したδ′析出物を含む平面上での転位すべりに対する抵抗の減
少をもたらす。
これらのような問題を取り除くために、いくつかの冶金学的方法がとられて来た
。PFZ (無析出領域)や析出が誘起する粒間の割れ目は、安定な1e−Li
、A、9−Cu−Li、Ajp−Mg−Li相の粒間析出を回避するための制御
処理によって低減されうろことが見出されている。平面状すべりの問題は、すべ
り性分散質の形成元素を加えることや+Aj!−Cu−LL、 Al−Cu−M
g、あるいはAjj−LL−Mg金属間物質の共析出の制御によってすべりの分
散を促進することで部分的に緩和できる。すべりの分散の形成元素にはMn、F
e、Coなどがある。Cu及び/又はMgを含む金属間物質の共析出は変形運動
を分散させるのに比較的効果があるようである。しかしこれらのような金属間物
質はゆワくりした生成をするため、延伸操作や多段時効処理(P、 J、 Gr
egson and M。
M、 Flower、 Acta Metallurglea、 33巻、52
7− 537頁、 1985)あるいは合金の密度に逆効果を及ぼす高含量のC
u (B van der Brandt、 P、 J、 von den B
r1nk。
H,F、 da Jong、 L、 Katgera+an、 and H,K
leinjan。
「アルミニウムーリチウム合金IIJAIME冶金学会。
433−446頁、 1984)を必要とする。さらにこのように処理された合
金の性質はなお満足なものではない。
近年、Zrで修飾したδ′析出物の開発によってA、iニーLi合金系の変形挙
動を修正する新しい方法が示唆されている。この方法は、A1−Zr合金系にお
ける準安定なA is Z r相がすべり変形に対して高度に安定であり、δ′
と同様の結晶構造(L12)を持つという観察に基づいている。これに関して、
A1−2.34 L L −1,07Z r合金を用いてアルミニウムマトリ
ックス中に3成分秩序の複合A j2s (L i、Z r)相を作るための努
力がなされて来た(F、 W、 Gayle and J、 B、 Vande
r 5ande、 ScriptaMetallurgica、 18巻、47
3− 478頁、1984) 、しかしそのような相の均一な分布をつくる過程
は、長期に亘る溶体化あるいは時効処理とともに、熱機械的処理中におけるパラ
メータの厳密な制御を必要とする。実際的な検知からすると、この過程は全く望
ましくなく。
再結晶化や広い無析出物領域のような望ましくない微細構造的な特徴をも引きお
こしかねない。さらにその過程は、不均一に分布した9粒の粗い複合析出物の小
さな体積部分を作るような、低含量のZr(例えば0.2重量%Zr)を含む合
金には有効に応用できない(P、 L、 Makin and B、 Ra1p
h、 Journal ofMaterlalsScience、19 巻、3
835−3843頁、19g4: p、J。
Gregson and H,M、 Flower、 Journal of
MaterialsScience Letters、3巻、829− 834
頁、1984:P、 L、 MakLn、 D、 J、 Lloyd、 and
W、 M、 5tobbs。
Ph1losophical Magazlne A、 51巻、L41− L
47頁。
1985)。
低密度アルミニウム合金を開発するためのかなりの努力にもかかわらず、上述の
ような従来の技術では。
求められている高強度、高延性及び低密度の組み合わせを持つ低密度アルミニウ
ム合金を提供することは不可能であった。その結果、従来のアルミニウムーリチ
ウム合金系は、高強度、高延性及び低密度要求される航空機の構造部品などのよ
うな応用に対しては、完全に満足なものではなかった。
本発明は9強度や延性を著しく改善するような、充分に一様分布した耐すべり性
分散質を高密度に含むアルミニウムーリチウム合金の製造方法を提供する。
本発明のアルミニウムを主体とする低密度合金は1本質上Ai Zr LibX
oから成り、XはCu。
bal a
Mg、S i、Sc、Ti、U、Hf、Cr、V。
Mn、Fe、Co及びNiを含むグループから選ばれた。少くとも1元素であり
、“a”はおよそ0.15−2重量%、“b”はおよそ2.5−5重量%、“C
”はおよそ0−5重量%の範囲にあり、その残量はアルミニウムである。これら
合金の微細構造は、そのアルミニウムマトリックス中の複合Aj!3 (Li、
Zr)相の析出によって特徴づけられる。この微細構造は。
上述の組成式を持つ合金を溶体化処理及びこれに続く多段時効処理を行うという
本発明における製造方法によって発達させられる。それに関して、アルミニウム
を主体とする高強度、高延性、低密度の合金を作るための改良法が与えられ、そ
れによって作製されたアルミニウムを主体とする合金は強度と延性の組み合せが
(同じ密度において)改善されている。
本発明によって作製される。アルミニウム基の高強度、高延性、低密度の合金は
、広範囲の強度と延性の組み合せを都合よくもたらすような、制御された複合A
ia (L l、Z r)析出物を含んでいる。
図面の簡単な説明
本発明は、以下の詳細な説明と添付図面を参照すれば、より完全に理解でき、さ
らにその他の利点が明らかとなるであろう。この添付図面について:第1図は、
Aj! −3,1LlLi−2Cu−I −0,5Zrの組成を持つ合金の暗
視野透過電子顕微鏡像で。
この合金には、そのアルミニウムマトリックス中の複合析出物を発達させるため
に、2段時効処理(170℃で4時間、つづいて190℃で16時間)が行われ
ている;第2図は1組成がAl−3,7L i −0,52rである合金の弱ビ
ーム暗視野顕微鏡像で、変形中における転位すべりに対する複合析出物の・抵抗
力を示している;第3a図は、従来の時効処理(180℃で16時間)を行った
。 Aj! −3,7L i −0,5Zr組成を持つ合金において観測された
平面状すべりを示す顕微鏡写真;第3b図は、第3a図の合金を本発明の特許請
求に基づく処理方法(160℃で4時間、つづいて180℃で16時間)による
処理を行ワた時の有益な効果を示す顕微鏡写真であり、この合金の均一な変形が
促進されている;
第4図は、従来の時効処理(190℃で16時間)を行った。 Aj! −3,
1LlLi−2Cu−I −0,5Zr組成を持つ合金において観測された。す
べり変形をしたδ′析出物を示す顕微鏡写真であり;及び。
第5図は1本発明の特許請求に基づく処理方法(170℃で4時間、つづいて1
90℃で16時間)による処理を、 Al −3,2L 1−3Cu −1,5
Mg −0,2Zr組成を持つ合金に対して行った時の複合析出物の発達を示す
顕微鏡写真である。
好適な実施態様の説明
本発明は一般に、高強度、高延性および低密度であるA、iニーLi−Zr−X
合金の製造方法に関する。
本発明の方法では2合金の熱処理時に多段時効処理の利用を含む。この合金は、
以下に記載するように熱処理によって9本質的にアルミニウムマトリックス中の
「複合J A 、e s (L i 、Z r )析出物(第1図)から成って
いる特徴的な微細構造によって性格づけられる。この合金は、その析出物が該合
金の機械的及び物理的性質を著しく低下させなければ、他のLi。
Cu、及び/又はMgを含む析出物をも含んでいてさしつかえない。
A I−L i−Z r−X合金の性質を支配する要素は、基本的にそのLi含
有量と微細構造であり1次いで残りの合金構成元素である。その微細構造は主と
して組成及び、押出成形、鍛造及び/又は熱処理のパラメータのような、最終的
な熱的機械的処理とによって決定される。通常、加工したままの状態(鋳造、押
出成形、あるいは鍛造直後)の合金は、大きな金属間粒子を含む。何らかの特性
のために何らかの微細構造の特質を発達させるためには、さらに追加の処理を必
要とする。
合金に初期溶体化処理を施す。すなわち、鍛造あるいは押出成形過程中に存在し
ていた金属間粒子のほとんどを充分に溶融させるのに充分な時間だけ、一定温度
(T1)に加熱し、続いて、該溶液中の合金構成元素を保持するに足る高速で、
大気温度まで冷却する。
一般に温度T1に保つ時間は9合金組成と製造法(例えば、鋳塊鋳造、粉末冶金
法)に依存し、典型的には、約0.1からlO時間程度の範囲である。該合金を
時効温度T2まで再加熱し、vi合Aj!3 (Li、Zr)析出物の核化を活
性化させるに充分な時間だけ熱する。そして大気温度まで冷却し、温度T3で2
回目の時効処理を行う。これは、複合A I! s (L i、Z r )析出
物の成長と、核化がZrによって助けられないδ′析出物の溶融に充分な時間だ
け行う。この時点での合金は9本質的に複合A j!s (L i、 Z r)
析出物から成る。特徴的な微細構造によって性格づけられる。この複合Aj!3
(Li、Zr)析出物は、転位すべりに対する抵抗力があり、変形運動の分散
に非常な効果を持つ(第2図)。その結果、最適量の複合は1本発明にて特許請
求される方法で処理された合金での均一変形態様を明瞭に示す。一方、i3a図
は従来の処理を受けた合金において、変形によるδ′析出物の転位すべりのため
に観測された。程度のひどい平面状すべりを示す(第4図参照)。延性と高強度
の組み合わせは2本発明によると、耐すべり性分散質の密度がおよそ10−60
体積%の範囲である時、好ましくはおよそ20−40体積%である時、一番都合
良く達成される。
溶体化の段階で1合金が加熱される正確な温度T1は、この温度における金属間
粒子が溶融している限りは決定的なものでない。複合Aj23 (Li、Zr)
析出物の核化が促進される。最初の時効処理段階での正確な温度T2は、存在す
る合金構成元素と、最後の時効処理段階とに依存する。T2の最適温度範囲は。
およそ 100℃から 180℃である。T3の範囲は120℃から200℃で
あるが、正確な温度T3は、存在する合金構成元素と、望まれる機械的性質に依
存する。一般に、温度T2とT3に保つ時間は1合金の組成と熱的機械的処理履
歴に依存して異なる。典型的な範囲は。
およそ 0.1から 100時間である。
実施例1
複合A 、e a (L i 、Z r )析出物がAjj−Li−Zr合金の
変形挙動を修正する能力は以下のように示される:
第2図は、変形した合金(八で′−3,7L i −0,5Zr)の微細構造を
示す弱ビーム暗視野透過電子顕微鏡像である。この合金は、540℃で4時間溶
体化処理してから続けて160℃で4時間時効させ、引き続いてIH℃で16時
間最終時効を行ったものである。そのような熱処理は、すべり変形に対して高抗
力で、変形運動を分散させるのに非常に効果のある複合A13(L i、Z r
)析出物の析出を促進する。
第3a図は1本発明による処理を行っていない合金(Ajj −3,7L i
−0,5Zr)が変形した時の微細構造を示す明視野電子顕微鏡像である。該合
金は、540℃で4時間溶体化処理されたのち、180℃で16時間時効処理さ
れている。この合金は、脆い合金に特徴的で共通の変形である。顕著な平面状す
べりを示した。
これと対照的に、第3b図はAぶ−3,7L i −0,52r組成を持つ合金
の変形挙動に際して2本発明による処理の育苗な効果を示す。540℃で4時間
溶体化処理させたのち、該合金を180℃で4時間、及び180℃で16時間、
2段時効処理を行ったものである。この合金の変形の状態は非常に均一であり、
高延性であることを示している。
実施例2
Ajj −3,1LlLi−2Cu−I −0,52rの組成を持つ合金につい
て1表1に示すように中程度の強度の用途のための詳査を行った。該合金は、5
40℃で2.5時間溶体化させ、約20℃の水に急冷して従来の1段時効処理を
施したものと1本発明による2段時効処理を施したものである。
表l
012%降伏 引張 リ 破断まで
強さ 強さ の伸び
(MPa) (MPa) (%)
190℃で16時間時効
処理 524 592 3.6
170℃で4時間及び
190℃で16時間時効 530606 6.1処理
従来の時効処理(190°Cで1θ時間)は、δ′析出物のすべり(第4図)の
ために、劣悪な延性(3,6%)を示す。一方、2段時効処理によって発達した
複合析出物(第1図)は強度も延性も改善されている(伸び6,1%)。
航空宇宙的構造材のための高強度用途の要求を満たすために高強度A、Q−Li
合金を作製した。AJ−3,2Li−2Cu−2Mg −0,5Zr組成を持つ
合金を542℃で4時間溶体化処理した。表Hに示されたように、従来の時効処
理(190℃で16時間)では、低強度(降伏強さ521MPa)で低い延性(
3,896) Lか得られない。しかし1合金の2段時効処理(160℃で4時
間、続いて180℃で16時間)では、かなりの高強度(降伏強さ554MPa
)と高延性(5,5%)が得られており、これは航空宇宙的構造材への応用のた
めに必要である高強度合金が要求する特性にかなうものである。
表■
0.2%降伏 引張 リ 破断まで
強さ 強さ の伸び
(MPa) (MPa) (%)
190℃で16時間時効
処理 521 595 3.6
160℃で4時間及び
この例は、単純な3成分合金Aj! −3,7L i −0,5Zrの機械的物
性について1本発明による方法の有益な効果を示すものである。合金を540℃
で4時間溶体化させ、続いて表■に示すように時効処理した。その結果、張力特
性は本発明による方法によれば従来の方法と比較して強度と延性の点で改良され
た結果を与えることが分る。
140℃、 18時間 424 442 4.2120℃、4時間及び
140℃、16時間 434 480 8.0160℃、 16時間 419
431 8.2140℃、4時間及び
1fio℃、18時間 425 448 4.8140℃、16時間及び
160℃、16時間 428 451 4.8実施例5
広範囲にわたる機械的性質は、多段時効処理条件を用いることによって達成でき
る。例えば3段時効処理(120℃で4時間、140℃で18時間および160
℃で4時間)によって、降伏強さ448MPa、引張り強さ484MPa及び伸
びは4.8%が得られた。結果として1本発明による合金の種々の熱処理は9種
々の機械的性質を持つ合金を製造するために用いることができる。
実施例に
の例は、低Zr含量のAJ−Li合金における複合析出物を発達させるためにつ
いての1本発明による処理法の潜在的可能性を示す。第5図は、540”Cで4
時間溶体化させ、170℃で4時間再加熱し、続いて190℃で18時間で最終
時効処理した。典型的なAl−3,2Li−3Cu −1,5Mg −0,2Z
r合金の暗視野電子顕微鏡像である。そのような合金で見られる複合A p s
(L i、Z r )析出物の大きな体積比は1本発明による処理法が0.2
%という低Zr含量を持っAi−Li合金においてもまた非常に効果的であるこ
とを示す。このように9本発明についてほぼ完全な詳細を記述したが、そのよう
な詳細は厳密に固執すべきものではなく、さらなる変更や修正はそれ自身、当業
者に示唆しており、これらはすべて添付の請求の範囲で明確になされているよう
に本発明の枠内に含まれるということが了解されるであろう。
手続補正書印発)
ぐ
昭和62年7月25日
Claims (8)
- 1.本質的にAlbalZraLibXcの組成式(XはCu,Mg,Si,S c,Ti,U,Hf,Be,Cr,V,Mn,Fe,Co及びNiから成るグル ープから選ばれた少くとも1つの元素であり,aはおよそ0.15−2重量%, bはおよそ2.5−5重量%,cは0−約5重量%,及びその残量はアルミニウ ムである)から成るAl−Li合金を,高密度の耐すべり変形性分散質が充分に 一様に分布しているような微細構造を形成する,前記Al−Li合金の多段時効 処理工程を含むことを特徴とするアルミニウム基低密度合金の強度と延性を増加 させるための処理法。
- 2.前記合金はアルミニウムマトリックス中の複合Al3(Li,Zr)相の折 出物によって特徴づけられる請求の範囲第1項による処理法。
- 3.時効処理回数が2から10の範囲にある請求の範囲第1項による処理法。
- 4.時効処理回数が2から5の範囲にある請求の範囲第1項による処理法。
- 5.下記の過程を含むことを特徴とする,高強度,高延性,低密度のアルミニウ ム−リチウム合金の製造方法: 本質上AlbalZraLibXcの組成式(XはCu,Mg,V,Si,Sc ,Ti,U,Hf,Be,Cr.Mn,Fe,Co及びNiから成るグループか ら選ばれた,少くとも1つの元素であり,aはおよそ0.15−2重量%,bは およそ2.5−5重量%,cは0−約5重量%,及びその残量はアルミニウムで ある)から成るアルミニウム合金を,その中の金属間物質を充分に溶融させるに 足る時間だけ温度T1に加熱すること; 前記合金を,過飽和固溶体中の成分を保持するに足る速度で大気温度にまで冷却 すること;前記合金を,複合Al3(Li,Zr)析出物の核生成を活性化させ るに足る時間だけ温度T2に加熱すること; 前記合金を,大気温度にまで冷却すること;前記合金を,複合Al3(Li,Z r)析出物の付加的成長,及びその核生成がZrによって促進されないδ′析出 物の溶融に足る時間だけ温度T3に加熱すること;及び 前記合金を大気温度まで冷却して上記アルミニウムマトリックス中の複合Al3 (Li,Zr)相の制御された析出を生ぜしめること。
- 6.さらに前記溶融合金の延伸工程を含む請求の範囲第1項による処理法。
- 7.さらに前記合金の延伸工程を含む請求の範囲第5項による処理法。
- 8.T1がおよそ500℃から555℃の範囲,T2がおよそ100℃から18 0℃の範囲,及びT3がおよそ120℃から200℃の範囲にある請求の範囲第 5項による処理法。
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