JPS60208445A - 低密度アルミニウム基合金 - 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】 本発明ね低い密度をもつアルミニウム合金に関する。よ
り詳細には本発明は溶融物から急速に固化させ、次いて
熱的梗概的に加工して高い延性（靭性〕および高い引張
強さ対密度比（比強度〕の組合せをもつ構造部材となす
ことができるアルミニウムーリチウム−ジルコニウム粉
末冶金合金に関する。

改善さＪ［た比強度をもつ宇宙空間構造用合金の必普性
は以前から認識されており、１９８０年に１１立桐粕顧
同委員会に一連の提示がなされるに至り、その結果和文
ＮＭＡＢ−３６８”急速に固化したアルミニウム合金−
現状および予想″′が１９８１年に発表された。この和
文はアルミニウム合金の密度を低−トさせる各株合金元
素、たとえばベリＩＪウム、マグネシウムおよびリチウ
ムを示唆していた。しかしこの和文はこれらの合金の強
度および靭性を希宅する水準に維持するのが技術的に困
難であることも示していた。

研究により構造用に滴した強度をもつ合金ｍｌ　ｆｂが
確認されたーしかしこれらの合金がもつ延性および靭性
は不適当であった。これらの合金が７１、す特性の組合
せはテイーツおよびバルマーにより、′°進歩し六Ｐ／
Ｍアルミニウム合金″、アドハンシズ・イン・バラタ−
拳テクノロジー、Ａ、Ｓ、Ｍ。

（１９８１）、１８９貞に要約されている。製造された
あるへの合金は５５０ＭＰ（Ｌ　（８０ｋｓｉ　）の水
準の引張強さにおいて１０〜１２チの一軸塑性引張伸ひ
を示した。しかしこれらの合金は少なくとも約２８ｆ／
−の密度をもっていた。

元素リチウム、ベリリウム、ホウ素およびマグネシウム
をアルミニウム合金に添加して密度を低下させうろこと
は認められている。しかじ境石のアルミニウム合金製造
法、たとえば直冷（ＤＣ）式連！３Ｌ＄よひ半連紋凱造
法により約２５重１％以上のリチウムまたは約０２重量
％以上のホウ算を含む合金を満足に製造することけてき
ない。５重量％までの含量のマグネシウムおよびベリリ
ウムをＤＣｈ造によりアルミニウム合金１０１分に含廟
させることができるが、この合金特性は、高い強度およ
び低い密度という組合せが要求される用途に広く用いる
ためには一般に不適当である０より詳細には一般のアル
ミニウム合金は低い密度、高い強度および靭性という希
望する糾合せを与え々かった。

約２５原子％までのリチウムを含有する二元アルミニウ
ムーリチウム合金のミクロ組織特性はウィリアムスによ
り報告されている（　Ｄ、　Ｂ、ウィリアムス、″アル
ミニウムーリチウム合金″、ＡＩＭＥ金縞学金属９８１
年会会報、８９〜１００負）。二元合金を強化するのに
関与している相は、十分に定められたへ′固溶限度線（
５ｏｌｖｕｓ　１ｉｎｅ　）をもつ規則準安定Ｌ１２相
Ａｔ３　Ｌｉ　（υ′〕でるる。このソルノス糾以下で
はハ′相はアルミニウムマトリックスと準安定な平輌状
態にあり、このソルブス線Ｊｕ＋ては平衡ＡＬＬｓ相（
＾）は安定である。

このへ′相は過飽和浴液から均質に核形成することが報
やｊされており、これらの合金の中程度の強化に−４す
る相である６、 溶融物から急冷された二元合金中Ｋｘ〜１３重景チのジ
ルコニウムを含有するアルミニウム合金における溶解性
の増大、粒子の改良および熟成硬化についてｈザヒン（
５ａｈｉｎ　）およびジェームスにより研究された（急
冷金属■、１巻、１９７８年、１３８頁、金属学会、ロ
ンドン〕。サヒンらＨ１溶融物から約り０６℃／秒で急
冷されたアルミニウムに寓む二元Ａｔ−ｚｒ金合金ジル
コニウム８力くとも約９４重量％（３原子係）のツルコ
ニウム含量まで明らかに溶質クラスター形成作用を示さ
ない広範な（６）俗体を形成することを見出した。この
アルミニウムージルコニウム合金は、準安定な規則Ｌｉ
２相Ａｌ３Ｚｒの沈殿により生じる、急冷クラスターｔ
ｂ成に列する商い抵抗性、および著しい熟成硬化反応を
もつと思われる。この相は本質的にハ’　ＡＬ３１Ａと
等構造である。

Ａｔ−Ｌｉ−Ｚｒ合金を強化するために三５ｒ’−規則
相） Ａｔ３　（Ｌｉ、　Ｚｒ　）を用いる試みがなされてい
る。しかし約０．２１ｆｉｔ　４以上のジルコニウム固
溶体含量−は一般の鋺造法により、製造されたアルミニ
ウム合金に分いては不ｏＴ郁であった。このｆ山の方法
に伴う低い合金冷却速度により寸法１０〜５０μｍの塊
状−次Ａｔ３　Ｚγ粒子が合金中に形成されるからであ
る。このような粒子が存在すると延性および靭性が（Ｉ
ｔ下し、ジルコニウムがその作用の最も有益である合金
固溶体から除〃・れる。その結果、こＩｔまてのＡｔ−
Ｌｉ−Ｚｒ合金は希望する高い強度、高い靭性（延性）
および低い比度という組合せを生じるのに必要な最嫡量
よりも低い量のＺγを含有していた。

丸木リチウムおよびマグネシウムを単独でまたは合わセ
て含有さゼることにより合金により高い’ン１ｉ　１１
ｔおよびより低い密度を与えるかも知れないが、他の二
次元糸なしに延性および高い破壊靭性を得ることはこれ
ら自体では不十分である。この極の二次元系、たとえば
鉛および亜鉛は沈殿硬化反応をりλる。ジルコニウムは
熱的機械的加工中に粒−１Ｗをビンニンクすることによ
り粒径制御性をさらに与えるこ表かできる。ケイ素およ
び遷移金属元素なとの元素は約２００℃までの中温で改
善された熱安定性を４乏ることかできる。しかしこれら
の元素をアルミニウム合金中で組合わせることは、それ
らか液体アルミニウム中で反応性であり、一般の鋳造に
際して粗大な複合金属間化合物相の形成を促進するため
、困難であった。＝Ｊ法約１〜２０μｍに及ぶこのよう
々粗大相は、引張り負荷のもとて急速な亀裂生長を促進
することにより亀裂感受性機械的特性（たとえば破壊靭
性および延性）にとって不利であるう 従って、構造部材に成形しうる低密度アルミニウム系合
金を得ることにかなりの努力が向けられている。しかし
上記のような一般の合金および技術によって希望する高
い強度、靭性および低い密度という組合せを得ることは
できなかった。その結果、一般のアルミニウム系合金は
たとえば航空機用栴造部材に要求される昼い強度、良好
な延性および低い密度を必要とする構造用には十分に満
足すべきものでなかった。

本発明は本質的に式Ａｌ−４ａ１　Ｚ１ａＬＬＡＭｇｃ
’ｌ’、１（式中Ｔｔｒｉ　Ｃｒｔ、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｔｉ
、Ｖ、　Ｉｉｆ、　Ｂｅ、　Ｃｒ、Ｍ？１．Ｆ′ｅ、Ｃ
ＯおよびＮｉよりなる群から選ばれる少なくとも１極の
元素であり、ＩＩ　、　ＩＩは約０．２５〜２　Ｍ、　
Ｍチ、”　Ａ　”は約２７〜５重量％、１１ｃ”は約０
５〜８里量チ、”　ｄ　”は約０５〜５時間係であり、
残部”ｂａｌ”はアルミニウムである）からなる低密度
アルミニウム系合金を提供する。

本発明は低密度アルミニウムーリチウム−ジルコニウム
合金団結物品（Ｃｏｎ５ｏｌｉｄａｔｅｄ　ａｒｔｉｃ
ｌｅ　）を製造する方法をも提供する。この方法は、本
質的に式ＡｔＡａｔＺｒ、　Ｌｓ４　Ｍｙ、　Ｔ、１　
（式中ＴＩｄＣｕ、Ｓｉ、Ｓｃ、１”ｉＳＶ、　Ｈｆ、
Ｈｅ、　Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ｆｅ、　Ｃ。

およびＮｉ　よりなる番から選ばれる少なくとも１種の
元素であり、°α″は約０．２５〜２重量％、”　Ａ　
”は約２．７〜５　Ｊｌｊ量チ、ＩＩ　、　ＩＩは約０
５〜８重量襞、“ｄ′′は０５〜５１量チてあり、残部
はアルミニウムであ６）からなる低智度アルミニウムー
リチウムージルコニウム合金よりなる粒子を互いに圧縮
する工程を含む。この合金はセル質樹枝状の微粒子性過
飽和−次アルミニウム合金固溶体相を言み、そこに成分
元素のフィラメント状金鵜間化合物相が均一に分散して
いる。これらの金属間化合物相は約１００　ｎｍを越え
々い幅利法をもつ。

粉砕した合金粒子を圧縮工程中に金属間化合物相の粗大
化を最小限に抑えるために約４００℃を越えない温度に
加熱する。圧縮した合金を約５００〜５５０℃の温度で
約０５〜５時間の期間熱処理により溶液化し、約０〜８
０℃に保持した流体浴中で急冷し、所望により約１００
〜２５０℃の温度で約１〜４０時間熟成させる。

本発明の団結物品は実質的に均一に分散した金属間化合
物の沈殿を含むアルミニウム同溶体から構成される独得
のミクロ組織をもつ。これらの沈殿は本質的にその最大
直線寸法に沿って約２０　ｎｕよりも大きくない寸法を
もつ微細な全極間化合物から構成される。さらに本発明
の物品は約２６ｆ／−を越えない孔度、少なくとも約５
００　ＭＰａの極限引張強さをもち、かつ伸び約５％の
極限破断点引張歪をもつ（すべて室温、約２０℃で演（
１定したもの）。

従って本発明は高い強度、靭性および低い孔度というお
１合せをもつ団結物品に特に成形可能な独特にアルミニ
ウム系合金を提供する。本発明方法はジルコニウムに富
む合金内金極間化合物相が粗大化するのを最小限に抑え
て団結物品の延性を高め、かつアルミニウム固溶体相中
に保有されるジルコニウムの部を最大限に高めて団結物
品の強度および硬度を筒めるのに有利である。その結果
、本発明の物品は低い孔度、高い強度、高い弾性率、良
幻な延性および熱安定性という有利な組合せをもつ。こ
の種の合金は自動車、航空機、または宇宙船なとの用途
に要求される、約２００℃までの中温に暴露される軽を
格造部品に特に有用である。

本発明は、以下の本発明の好ましい実施態様についての
詳細な記述および添付の図面を参照するとより十分に理
解され、他の利点も明らかになるであろう。

第１し甲スートリップ状に鋳造され、約３５０℃で約１
時間熱処理された合金ＡＬ−４Ｌｓ　−３Ｃｕ−１，５
Ｍｇ　−０，２Ｚｒのミクロ組織の透過型電子顕微鏡４
真を小ず〇 第２図はストリップ状に鋳造されたのち約３５０℃で約
４時間熱処理された合金Ａｌ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１５、
Ｍｇ　−０，２Ｚｒを示す。

第３し）は約３５０℃で約２時間熱処理さｉ１六本発明
の代表的合金Ａｌ−４Ａｌ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−Ｌ５．２
５Ｚｒを示す。

第４α図は押出により団結物品に成形され、ハ’　（Ａ
１３Ｌｉ、Ｚｒ　）相により沈殿硬化した本発明の代表
的合金Ａｔ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５
Ｚｒの透過型電子顕微鏡写真（ＴＥＭ）を示す。

第４ｂ図は第４ａ図の物品の電子回折図を示す。

第４ｃ図は第４ａ図に示した冶金の後方散乱Ａ線エネル
ギースペクトルを示す。

第５図はＡＬ　−４Ｌｉ　−１，５Ｃｕ　−１，５）ｖ
ｆｇ　−０，５Ｚｒ　から構成される引張り試験用試験
片の一部の透過型電子顕微鏡写真を示す。

第６図は溶液化処理条件下における合金Ａｔ−４Ａｔ−
４Ｌｉ−３Ｃｕ−１５，４５２ｒ　に関する温度の関数
としての強度および延性（Ｅｆ）のプロットを示す。

本発明は本質的に式Ａｔ４ａｔ　Ｚｒ、　Ｌｓ４　Ｍｇ
、Ｔ、１（式中ＴはＣｕ、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、　Ｖ、　
Ｈｆ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、　Ｆｅ、　ＣｏおよびＮｊよ
りなる群から選ばれる少なく表も１種の元素であり、パ
α″は約０．２５〜２小量チ、”ｂ′″は約２７〜５重
量％、Ｃ′″は約０５〜８車）１％、”　ｄ　”は約０
５〜５重量％であり、残部はアルミニウムである）から
なる低密度アルミニウム系合金を提供する。

こｔｌらの合金は特定量のリチウムおよびマクネンウム
を金山し、高い強度および低い密度をもつ。

さらにこれらの合金は延性および破壊靭性を与えるため
の二次元素を含む。鋼などの元素は優れた沈殿硬度反応
を与えるために用いられ；ケイ素および遷移金為九素々
どの元素は約２００℃までの中温での改善された熱安定
性を与えるために用いられる０如ましくは約０４１蓋チ
程展の少量のジルコニウムは、熱的機械的加工に際して
粒子境界をピンニングすることにより粒径制御を行うた
めに用いられる。好ましい合金は約３〜４５１量チノＬ
ｉ、約１．５〜３　ｋｉｉｋ％（Ｄ　Ｃｕ　＄よび約６
ｆＬｉチまでのＭｇをも含む。

本発明の合金は希望する組成の溶融物を少なくとも約１
０５　℃／秒の速度で、移動している冷却された紙布面
上において急冷し、固化させるごとにより製造される。

鋳造面はたとえばチルロールの外面、または鋳造用エン
ドレスベルトの冷却面であってもよい。好ましくは鋳造
面は少なくとも約９，０００フィート／分（２７５０ｍ
／分）の速度で移動し、希望する急冷速度で均一に急冷
された、厚さ約３０〜４０μｍの鋳造合金ストリップを
与える。この種のストリップは用いる鋳造法および紙布
装置に応じて幅４インチ以上であってもよい。適切な鋳
造法には、たとえばジェット鋳造法、およびスロット型
オリフィスを通す平向流柄造法が含まれる。ストリップ
は不活性雰囲気、たとえばアルゴン雰囲気中で鋳造され
、筒速の鋳造面と共に移動する高速の境界層をそらすか
あるいは他の方法で分離する手段が用いられる。境界層
を分離することによシ、鋳造されるストリップが鋳造面
と接触保持され、要求される急冷速度て冷却される。適
切な分離手段には鋳造面周囲における真空装置、および
境界層の動きを妨げる機械的装瞳が含まれる。他の急速
固化法、たとえば溶融噴霧および急冷法も、これらの方
法により少なくとも約１０５　℃／秒の均一な急冷速度
が得られる限り、非ストリップ状の本発明合金を製造す
るために用いることができる。

適切な急冷条件下では、本発明の合金は均一なセル質樹
枝状の微粒子性過飽和−次アルミニウム合金固溶体相中
に分散した成分元素のきわめて微細な金属間化合物相を
含む独特のミクロ組織をもつ（第１図）。本発明の目的
のためには゛セル′″は黒色のフィラメント性領域の延
長により不規則にパ分割された”ものとして見ることが
できる、比較的淡色の部分である。アルミニウム合金固
溶体相のセル寸法は約０５μｍよシも大きくはなく、全
極間化合物相（黒色のフィラメント性領域）の幅は約１
００　ｎｍよりも大きくはなく、好ましくは約１０〜５
０　ｎｍの範囲にある。

上ａシミモロ組織をもつ合金は一般の粉末冶金法を用い
て団結物品を成形するために特に有用である。これらの
方法には直接粉末圧延、真空高温圧縮、押出しプレスま
たは鍛造プレス中におけるブラインドダイ圧縮、直接ま
たは間接押出、衝撃成造、衝撃押出、ならびにこれらの
組合せが含まれる。約−６０〜２００メツシユの適切な
粒径に微粉砕したのち、ジルコニウムに富む金属間化合
物相の粗大化を最小限に抑えるために約１０−’）ル（
１，３３Ｘ　１Ｏ−２Ｐａ　）以下、好壕しくけ約１０
−５トルの真空中で、約４００℃を越えない温度、好ま
しくは約３７５℃で合金を圧縮する。

この圧縮された合金を約５００〜５５０℃の温度で約０
５〜５時間、熱処理することにより溶液化して、ミクロ
凝離しく　ｍ１ｃｒｏ　−ｓｅｇｒｅｇａｔｅｄ　）、
沈殿した相からの元素、たとえばＣｕ、　Ｍｇ、　Ｓｉ
およびＬ＄　をアルミニウム固溶体相に変換する。

溶液化工程により、第２図に代表例を示すように、寸法
的１００〜５００Ｘ（１０〜５０ｎｍ）のＺｒＡｌ−３
粒子が最適な状態で分散する。次いで合金物品を流体浴
（始ましくは約０〜８０℃に保持したもの〕中で急冷し
、所望により熟成またけ沈１＃硬化の前に伸長してここ
に伸び約２％の引張歪を与える。この伸長工程により合
金内のポテンシャルテイスロケーション部位数が増加し
、最終的な団結物品の延性が著しく改善される。圧縮さ
れた物品を約１００〜２５０℃の温度で約１〜４０時間
時効処理して、選ばれた強度／靭性テンパーを得る。圧
縮された物品を約１２０℃で約２４［１１間アンターエ
ージングすると、靭性物品が得られる。約１５０℃で約
１６〜２０時間ピークニージンクすると、強度の高い（
７’６ｚ）物品が得られる。

約２００℃で約１０〜２０時間オーバーニージンクする
と、耐食性（Ｔ７ｘ）物品が得られる。

本発明の団結した物品は第４ａ図に代表例を示すように
独得のミクロ組織をもつ。これは実質的に均一なかつ重
度に分散した金Ｊ！１４間化合物沈殿の分布を含むアル
ミニウム固溶体からなる。これらの沈殿は奉賀的にＭｇ
およびＣｕを含む微細なＡｌｓ　（Ｌｉ　、　Ｚ？−）
全極間化合物粒子から構成され、そのｉＸ＃Ｌ長１ｔＵ
Ｓ＋寸法に泪って約５ｎｍを越えない大きさをもつ。

団結した物品は約４５０〜６００　ＭＰαの極限引張強
さをもち、約７０〜９０ＲＢの硬度をもつ。

さらにこれらの団結した物品は有利には伸び約５〜８チ
の極限破断点引張歪、および約８０〜９５Ｘ　１０’　
ｋＰα（１１６〜１２．３Ｘ　１０６ｐｓｉ）の高い弾
性率をもつ。

好ましい団結物品は約１７７℃（３５０’Ｆ　）の温度
で測定した場合に少なくとも約３４５ＭＰα（５０ｋｓ
ｉ）の０２％降伏強さおよび破断点伸ひ約１０％の延性
をもつ。

本発明の団結物品ね一般に団結後きわめて微小な粒子寸
法をもつ。この粒子寸法は一般に通常のインゴット冶金
合金のものよりも大幅に小さい０このように小さな粒子
寸法（一般に約５μｍであるが１〜１０μ７ｎの範囲で
変化する）の特徴μ、合金が低い応力で約４００℃以上
という高い湿度において大幅に変形しうろことである。

これね一般にパ超塑性パと呼ばれる。本発明に関しては
、超塑性にｈ合金の実際のジルコニウム含量および団結
中に生したＺｒ　Ａｔ３　粒子の分布が直接に関与して
いる可能性がある。超塑性により、団結物品の形状を既
知の製法で作り変える機能性が有利に改善される。

本発明をより十分に理解するために以下の具体例を提示
する。本発明の原理および実際につき説明するために示
された特定の技術、条件、林料、割合およびデータは例
示でおり、本発明の範囲を限定するものと解すべきでは
ない。

例１〜２９ 下ムＣの衣１にノドす組成をもつ本発明合金を製造した
。

表　１ １、Ａｔ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５Ｚｒ２
、Ａｔ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，７５Ｚｒ３
、Ａｔ−４Ｌｉ−３Ｃ’％−Ｌ５Ｍｇ−１．ＯＺγ４、
Ａｔ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−１，２５Ｚｒ５、
Ａｔ−４Ｌｉ−３，Ｃｕ−１，５Ｍｇ−１，５Ｚｒ６、
Ａｌ−４Ａｌ−４Ｌｉ−２Ｃｕ−２，５Ｚｒ７、Ａ７−
３．５Ｌｉ−２，０Ｃｕ−２，（ＪＭｇ−０，５Ｚγ８
、Ａｌ−４Ｌｊ−２，０Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０５ＺＴ９
、ＡＬ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５Ｚｒ
１０、Ａｌ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−２，０ｋ１ｇ−０，
５２ｒ１１、ＡＬ−４Ｌｓ−５Ｍｇ−０，５Ｃｕ−０，
５Ｚｒ１２、Ａｔ−４Ａｔ−４Ｌｉ−４，５Ｃｕ−０，
５Ｚｒ１３、Ａｔ−４Ｌｉ−４Ｍｇ−ＩＣＡｔ−４Ｌｉ
−４、Ａｔ−４Ｌｉ−３Ａｔ−４Ｌｉ−３，５Ｚｒ１５
、Ａｔ−４Ｌｉ二３Ｍｇ　−１，５Ｃｕ　−０，５Ｚｒ
１６、Ａｔ−４Ｌｉ−２ＭＡｔ−４Ｌｉ−２，５Ｚｒ１
７、ＡＬ−４Ｌｉ−３，Ｍｇ−ｌＣｕ−０，５Ｚｒ１８
、Ａｔ−４Ｌｉ−ＩＡｔ−４Ｌｉ−Ｉ、５Ｚｒ１９、Ａ
ｔ−４Ｌｉ−Ａｔ−４Ｌｉ−５，５ｚｒ２０、Ａｔ−３
，５Ｌｉ−５Ｍｇ−０，５Ｃｕ−０，５Ｚｒ２１、Ａｔ
−３，５Ｌｉ−４Ｍｇ−０５Ｃｕ−０５Ｚｒ２２、Ａｔ
−３，５Ｌｉ−６Ｍｇ−０，５６１Ｌ−０，５２ｒ２３
、　Ａｌ−３，５Ｌｉ−４Ｍｇ−ＩＣｕ−０５Ｚｒ２４
、Ａｔ−３，５Ｌｉ−３Ｍｇ−０，５Ｃｕ−０，５Ｚｒ
２５、Ａｔ−３，５Ｌｉ−３ｒｄｇ−ＩＣ：ｕ−０，５
２ｒ２６、Ａｔ−３，５Ｌｉ−３Ｍｇ−１，５Ｃｕ−０
，５Ｚｒ２７、Ａｔ−３，５Ｌｉ−２Ｍｇ−ＩＣｕ−０
゜５Ｚｒ２８、Ａｔ−３，５Ｌｉ−ＩＭｇ−ＬＣｕ−０
，５ｈｒ２９、Ａｔ−３，５Ｌｉ−１Ｋｇ−２Ｃｕ−０
，５Ｚｒ例３０ ジルコニウムが熱的機械的処理中にアルミニウムーリチ
ウム−銅−マグネシウム−ジルコニウム金属間化合物の
寸法を制御する機能性につき、以下の例により説明する
１、 第１図はストリップ状に鋳造され、３５０℃で１時間熱
処理された代表的合金（Ａｔ−４Ｌｉ　−３Ｃｕ−１，
５１ｗｇ　−０，２Ｚｒ　）のミクロ組織の透過型電子
亀微鏡を示す。仁の熱如理すミクｏｆ！ｇｍ、をかなり
粗大化する。強化に関与する元素、たとえばリチウム、
鋼およびマグネシウムは相対的にいっそう粗大であり、
それらの最小直軸寸法に６って約Ｉ　Ｕ　Ｏ０Ａ（０１
μｍ）の寸法があった。

第２図はストリップ状に−造したのち３５０℃て４時間
熱処理１．、ｆｃ代表的な合金＜Ａｔ−４Ｌｉ−３Ｃｕ
　−Ｌ５Ｍｇ　−０，２２Ｚｒ　）を示す。仁の熱処理
により、最小寸法に沿ッテ約２００ＯＡ（０，２ｐｍ）
の寸法をもつ金属間化合物相が生じた。

これに対し第３図はＡｔ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍａ
−１，２５’ｔｒの組成をもつ合気中におりる比較的高
いジルコニウム含量（１２５重ｔ％）の有益な作甲を示
す。この合金においては合金を３５０℃で２時間熱処理
したのち金属間化合物相はかなり微小であった。この金
属間化合物はおれらの最大直線寸法に活って約２０ＯＡ
（２０７１ｙｎ）以下の寸法であった。これらの金属間
化合物は第１図および第２図に示した合金（ジルコニウ
ム含量は０２重量％であった〕中に存在する金属間化合
物よりも約５〜１０倍小さかった。

例３１ 表Ｈに示した合金を本発明方法により団結物品に成形し
た。これらは次表に示うへ性を示した。

真空加熱圧縮３５０℃、　３５０Ｃ，３５０℃押出　３
８５℃、１８．１リグクシ１ン３８５℃、１８．１　３
８５℃、１８１溶液化処理　５４５℃、４時間　５４５
℃、４時間　５４０℃、４時間析出処理　１５０℃、１
６時間　１２０℃、２４時間　２１５℃、４時間制引張
強さ　８１Ｋｓｉ　７４Ｋｓｉ　７３ＫＢｉ０．２％降
伏強さ　６４Ｋｓｉ　５７Ｋｓｉ　６２ＫＢ’ｊ＝破断
点伸び歪　５チ　５チ　６６％ 例３２ この例は強度および延性を高める際に最適量のジルコニ
ウムが重要であることを示す。ジルコニウムが本発明に
よりめられる量で存在することによってジルコニウムに
富むＺｒＡｔｇ相の寸法分布が制御され、これに続くア
ルミニウムマトリックス粒子寸法が制御され、他のアル
ミニウムに富む金属間化合物相の粗大化率（オスワルド
熟成〕が制御される。これらの相はより少量のジルコニ
ウムを３南し、主としてアルミニウム、リチウム、銅お
よびマグネシウムを含む。表ｎ１に示す０７５亜皿％ま
てのジルコニウムを含む３極の合金を少なくとも約１０
６　℃／秒の急冷速度でストリップ状に柄遺し、粉砕し
て粉末となし、真空加熱圧縮し、約３８５℃で角棒状に
押出した。次いでこれらの外相を５４６℃で約４時間溶
液化処理し、約２０℃の水中へ入れて冷却し、約１２０
℃で２４時間熟ＩＪｙｓ　した。得られた引張特性（次
表に示す）はジルコニウム含量を高めると強度および延
性がともに勤まることな示す。

表■ｌ Ａｔ−４Ｌｉ−３Ｃ１ｔ−１，５Ｍｇ−０，２Ｚｒ　５
５Ｋｓｉ　６８Ｋｓｉ　４Ａｔ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，
５Ｍｇ−０５Ｚｒ　５５　Ｋｓｉ　６８　Ｋｓｉ　４Ａ
ｌ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ａ（ｇ−０，７５Ｚｒ　６
１Ｋｓｉ　７４Ｋｓｉ　５熱処理条件を変えることによ
りこれらの基本的な強度特性を種々に改変することがで
きた。たとえばリチウム、４重量％を含む合金に関して
は、１５０℃で約１６時間の熱処理により約７９　Ｋｓ
ｊの降伏強さおよび約５％の極限伸びが得られた。

従って本発明合金の極々の熱処理を採用して、制御され
た破壊靭性をもつ物品を製造することができる。

例３３ 第４ａ図は押出しによシ団結物品に成形され、ハ’　（
Ａ１３ＬＺ　ｒ　Ｚｒ　）相により沈殿硬化した本発明
の代表的合金（Ａｌ−４Ｌｉ　−１，５Ｃｕ−１，５Ｍ
ｇ　−０，５Ｚｒ　）の透過型電子顕微鏡写真を示す。

第４α図において沈ｊｋ　Ｉｒａ　ｋ色のアルミニウム
固溶体領域に分散した小さな黒色の不規則な形状をもつ
粒子として給められる１、第４ｂ図に示す合金物品の′
電子回折図は特徴的なＬ１２相超格子回折図を表わす。

第４Ｃ図に丞す後方散乱Ｘ＆！エネルギースペクトル、
特にＡ１＃Ｉ！と一次Ｚｒ紳との相対強度の近似は、ツ
ルコニウムが主としてアルミニウム合金固溶体中に存在
することを示す。総ジルコニウム含量のうち５０％以上
がアルミニウム固溶体およびε′相中にある 表■は異なる熱処理時間および温度後におけるＡｌ−４
Ｌｉ　−１，５Ｃ１Ｌ−１，５Ｍｇ−０，５Ｚｒ合金の
特性の代人的変化を示す。

表　■ の熟成 の熟成 変形後に本発明合金は第５図に代表例を示すようにセル
鵞ディスロケーション網状組織を示す。

このようなディスロケーション網状組織はｉ般の二元ア
ルミニウムーリチウム合金または四元Ａｌ　−Ｌｉ　−
Ｃｕ　−Ｍｇ　合金に典型的々ものではない。

通常この種の一般的合金は平面すべりを不し、最高に強
化された（Ｔ６）条件できわめてわずがな自由テイスロ
ケーションまたはディスロケーション網状組織を示す。

この種の一般的合金に比して本発明の合金には、固体溶
触性の制限された一般的合金の場合にｏＪ能であったよ
りも高い水準のフルコニウムが合金強化相に含まれる。

これにより沈殿界面歪および沈殿歪場が有利に改変され
、本発明合金に高い自由ディスロケーション活性および
高い延性を与える。

例３４ 表■に処理後に１７７℃（３５０下）で試験したＡｔ−
４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，４５Ｚｒ合金の代表
的な特性を、この温度で用いられる一般のアルミニウム
冶金、たとえば２２１９−７’　８５１と比較して示ず
り 表　■ ℃で１６時間の熟成 例：３５ 表〜１は水面および高ｉ５＋の双方て飛行するマソノ・
２ルＬ空撮か遭遇する温度範囲（１なわち７０〜４５０
　Ｋ　）にわたって本発明の３紳の合金の代表的特性を
角・ず。表■に示す特性け５４０℃で１時間の熱処理後
に水により急冷する溶液化処理条件下の合金（（関する
ものである０ 表■ Ａｌ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５Ｚｒ０２％
ＹＳ　（Ａｓｊ）　４５．１１　４３．２６４８．７９
ＵＴＳ　（Ｋｓｉ）　５９，２　５９．３６５３．４４
Ｅ、　（％）　１０．３　５．５　９．５Ａｔ−３，５
Ｌｉ−２Ｃｕ−２Ａｔｇ−０，５Ｚｒ０２％ＹＳ　（Ｋ
ｓｉ）　４９．８１４５．９４４９．０８ＵＴＳ　＜Ｋ
ｓｉ）　６４．１４６５．４４５３．７３Ｅｆ（％）　
９．３　６．８　７．３ Ａｌ−４Ｌｉ−１，５ｃｕ−１，５Ｍｇ−０，５Ｚｒ０
２％ＹＳ　（Ａｓｊ）　５０．９２４７．２６４７．３
３ＵＴＳ　Ｃ，Ｋｓｉ）　６０．４７５９．６０５０．
６８Ｅ、（％）　５．０　４．０　８．５ 例３８ ４５０Ｋ（３５０Ｔ）以上の温度では本発明の合金は温
度の上昇と共に破断点引張伸びの堀大を示し、６７５Ｋ
（４００℃、７５０下〕付近の湿度で１００％以上に達
する。低い変形応力、たとえば１０〜２０ＭＰａ　（１
平方インチ当たり数千ボンドうで１００％以上に引張伸
ひが増大するこのチｑ４＋は超塑性として知られている
。

第６図は溶液化処理条件下における合金Ａｔ−４Ｌｉ　
−３Ｃｕ　−１，５Ｍｇ　−０，４５Ｚｒに関する強度
および破断点伸びを温度の関数としてプロットしたもの
である。この図は４５０℃（７２３Ｋ、８４０下りにお
・ける」二記合金の超塑性挙動を示す。この点て、約１
３　ＭＰａ　（１，９Ｋｓｉ　）の流れ応力における変
ノヒは１３７％の引張伸ひを生じた。

以上本発明をかなり詳細に記述したが、これらの詳述に
し１執する必要はなく、当業者には種々の変更および修
正が自明であり、これらはすべて特許請求の範囲に定め
られた不発明の範囲に含まれる。こと（］理解されるで
あろう。

４〔図面のｆｌｕ　ＩＰ−な欣明〕 第１図はス）　Ｉ）ツブ状に鋳造され、約３５０℃’Ｑ
　＊’ノ１　＃ＨＩＬＩ熱処理された合金ＡｌＡｌ−４
Ｌｉ−３Ｃｕ−１５−０，２Ｚｒ　のミグ０組絨の透涜
型電子顕徹伊与真を小す。

第２ｈｒよストリップ状に鋳造されたのち約り５０℃’
ｃ’４時に熱処理された合金ＡＬ−４Ｌｉ−３Ｃｒｔ−
１，５Ａ４ｇ−０，２Ｚｒ　を示す。

第３図は約３５０℃で約２時間熱処理された本発明の代
表的合金Ａｌ−４Ｌｉ−３Ｃｕ−１，５Ｍｇ−Ｌ２５Ｚ
ｒを示す。

第４ａ図は押出により団結物品中に成形され、凸’　（
Ａｔｓ　Ｌｉ　ｒ　Ｚｒ　）相により沈殿硬化した本発
明の代表的合金Ａｔ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５Ｍｇ
−０，５Ｚｒの透過型電子顕微鏡写真（ＴＥＭ）を示す
。

第４ｂ図は第４ａ図の物品の１子回折図をボす。

第４ｃ図は第４ａ図に示した合金の後方散乱Ｘ線エネル
ギースペクトルを示す。

第５図はＡｔ−４Ｌｉ−１，５Ｃｕ−１，５ＩＶｌ（７
−０，５２ｒから構成される引張り試験用試験片の一部
の透過型電子顕微鏡写真を示す。

第６図は溶液化処理条件下における合金Ａｔ−４Ｌｉ　
−３Ｃｕ　−１５Ｍｇ　−０，４５Ｚｒ　に関する温度
の関数としての強度および延性（Ｅｆ）のプロットを示
す。

ＦＩＧ、４ａ ＦＩＧ、４ｂ ＦＩＧ、４ｃ ゛＜：、夕　、、、。

１　・　、　′ ＦＩＧ、　５ 第１頁の続き ０発　明　者　コリン・マツクリ−アメ１ノン・アダム
　７９口 カ合衆国ニューシャーシー州０７９６０．モーリスタウ
／ブラッド・ロード（番地なし）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）本質的に式Ａ１１．，１　ＺｒａＩＡｂ　、ＩＶ
   （７ｃＴ、１　（式中ＴはＣｕ、　Ｓｉ、　Ｓｃ、　Ｔ
   ｉ、ＶＳＨｆ、　Ｂｅ、　Ｃｒ、　Ｍｎ。 １’ｅ、　ＣｏおよびＩｖｉよりなる群から選ばれる少
   なくとも１秒の元素であり、α″′は約０．２５〜２重
   量％、”　ｂ　”は約２７〜５重量％、ｔｔ　、　ｒ＋
   は約０，５〜８重量％、”ｄ″″は約０．５〜５重量％
   であり、残部４′はアルミニウムである）からなる低＆
   ［アルミニウム基合金。 （２）合金がセル質樹枝状の微粒子性過飽和−次アルミ
   ニウム合金固溶体相から構成され、その中に祠Ｊ戎元素
   のフィラメント状省域間化合物相が分散し２ており、該
   金属間化合物相が約１００　ｎｒｎを越えない幅寸法を
   もつ、特許請求の範囲第１項に記載の合金。 （：Ｊ）　”ｉ”’かＣｕからなり、”　ｄ　”がポリ
   １５〜３重飯チである、特許請求の範囲第１項に記載の
   合金。 （４）　’１″′が約３〜４５重量φである、特許請求
   の範囲第１項に記載の合金。 （５）”Ａ”が約３〜４５重量％である、４！１′訂請
   求の範囲第３項に記載の合金。 （６）　”Ｃ″′が約０５〜６重量％である、特許請求
   の範囲第１項に記載の合金。 （７）本質的に式Ａｔ４ａ１　Ｚｒ、　ＩＡｑ、　ｌ１
   ｑｃＴｄ（式中７゛はＣｕ、　Ｓｉ、　Ｓｃ、　Ｔｉ、
   　Ｖ、　Ｈｆ、　Ｂｅ、　Ｃｒ、ｋｉｎ、Ｆｅ、Ｃｏお
   よびＮｊ　よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
   素であシ、α″は約０．２５〜２重量％、ｂ”は約２７
   〜５重量％、ｔｔ　、　ｎは約０５〜８重ｉ％、ｄ′″
   は釣０５〜５重ｉｔ％てろり、残部はアルミニウムでを
   ）る）からなる倶密度のアルミニウム基合金であって、
   該合金がセル質樹枝払の微粒子性過飽和−次アルミニウ
   ム固溶体相からなり、その中に構成元素のフィラメント
   状金Ａ−１４間化合物相が分散しており、該金属間化合
   物相が約１００、ｎｍを越えない幅寸法をもつ合金を圧
   縮し；該合金を上記圧縮工程中に該金属間化合物相の粗
   大化を最小限に抑えるために約４００℃を赳えない淵用
   に加熱し； 上ａＵｉの圧縮された合金を約５００〜５５０℃の温度
   に約０５〜５時間の期間加熱することにより溶液化しで
   、元素をミクロ凝離しかつ析出した相からこのアルミニ
   ウム固溶体相へｔｌｆ＝し；そして土ｉ（：のＨ−縮し
   た合金を流体浴中て急冷するＩ程からなる、低鑑度アル
   ミニウム基合金団結物品の製法。 （８）さらに、圧縮した合金を約１００〜２５０℃σ）
   温度で約１〜４０時間の期間時効処理する王権を含む、
   將ｉ１１求の範囲第６項に記載の方法。 （１）さらに、圧扁した合金を伸長させて該合金内ｔｙ
   ）：１ミテンシヤルテイスロケ一シヨン部位の数を増加
   させるｌｉＬ程を含む、％旧誼求の範囲第６項に記載の
   方γノニ。 叫　本り的に式Ａｔｈａ７　Ｚｒａ　Ｌｉ２　ｂｉｇｃ
   ｉ’ｄ（式中７゛は（Ｊ：ｕ、　Ｓｉ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ
   、　Ｈｆ、　Ｂｅ、　Ｃｒ、Ｍｎ。 Ｆ’ｅ、　ＣｏおよびＮｉ　よりなる群から選ばれる少
   なくとも１４′！ｌＩ〕元素であり、ＩＩ　αＩＩは約
   ０．２５〜２ｍＬｊＩｔ％、”ｂ”ｙユ約２７〜５Ｍ量
   チ、１１　、　ＩＩは約０５〜８重量％、ｄ″は約０５
   〜５時間チであり、残部はアルミニウムである）からな
   る合金から構成され、 該合金は微細な今風間析出物か実質的に鴇−は−分散し
   たアルミニウム、固溶体相から構成されるミクロ組線を
   もち、かつ 該析出物はその最大直線寸法に泪って約２ｏｎｍを越え
   ない寸法をもつ 団結物品。 Ｃ１υ　合金のＴ群がＣ１Ｌからなり、”　ｄ　”が約
   １５〜３重ｌ−チである、特許請求の範囲第１０項に記
   載の１結物品。 αつ　”　ｂ　”が約３〜４５重量％である、特許請求
   の範囲第１０項に記ｉ、の団結物品。 α］パｂ″′が約３〜４５重量％である、特許請求の範
   囲鳳１１項に６し載の団結物品。 ｑ４　約２０℃の温度で測定して２６２／−を紗えない
   密度、少なくとも約４５０　Ｘ　１０３人Ｐａの極限引
   張強さ、および少なくとも伸ひ約５％の極限破断点歪を
   もつ、請求のに四ル１０項にＬ献の団虻物１品。