JPS627828A - Ｌｉ及びＳｉ含量の高いＡｌ合金 - Google Patents

Ｌｉ及びＳｉ含量の高いＡｌ合金

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JPS627828A
JPS627828A JP61148019A JP14801986A JPS627828A JP S627828 A JPS627828 A JP S627828A JP 61148019 A JP61148019 A JP 61148019A JP 14801986 A JP14801986 A JP 14801986A JP S627828 A JPS627828 A JP S627828A
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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】 本発明はＬｉ及びＳｔ含揄が高く、大きな平均機械的耐
性、極めて小さな密度及び大きなりング係数とを示すへ
ρベースの合金に係り、急速凝固（アトマイゼーション
、金属基板上での過剰焼入れ等−）、稠密化及び熱間成
形を使用した該合金の製造方法にも係る。
公知の先行技術において知られているように、Ｌ１含量
が約３重置％より高い合金は特に下記の理由から製造が
難しい。
一半連続鋳造法によって合金をインゴット状に成形する
時に脆性を示す。
−展延性が小さいために熱間成形適性に欠ける。
−マトリクスに対して接合状態にあり且つ転位によって
極めて容易に剪断され得る準安定相δ′Ａρ３Ｌｉが大
量に（≧３０容積％）析出するために、焼入れ及び焼戻
し状態における粒界脆性の程度が高い。
一マトリックス中の粒子間の接合部におけるδＡｉ＋Ｌ
ｉ平衡相の存在に起因して室温での自然腐蝕に対する感
度が高い。
これらの問題を解決すべく金属学者は、ｃｕ。
Ｍｇ，Ｚｎの如き硬化元素数％と、合金の再結晶又は粒
径を制御する他の二次的元素、例えばＭｎ。
Ｃｒ、Ｔｉ等の添加を提案してきた。この種の合金は極
めて少ＭのＦｅ及びＳ　ｉ　（０，１重量％未満）も含
む。このような合金は実際に従来の航空用合金（２０２
４，２２１４，７０７５）程度の機械的強度を示すもの
の、密度ｄの低下ど弾性率Ｅの増加とがいずれも約１２
％を限界とするため、比弾性率（Ｅ／ｄ）の上昇率は２
５％未満でしがない。
従来の凝固法によって製造されたｌ）合金にＬｉ及びＳ
ｉを同時に添加すると、機械的強度、展延性及び密度に
関するバランスが悪くなることｌｆｉ判明シｔｃ（Ｔ、
　Ｈ，５ＡＮＤＥＲ８Ｊｒ、及ヒＥ、　Ａ、　５ＴＡＲ
ＫＥＪｒ編、Ｔｈｅ　Ｈｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　５
ｏｃｉｅｔｙ　ｏｆ　ＡＩＨＥ　、第１回国際Ａｌ−Ｌ
ｉ会議議事録、１９８１年、１１９〜１３９ページのＦ
、　Ｗ、　ＧＡＹＬＥにょるＡｌｕｍｉｎｉｕｍ　Ｌｉ
ｔｈｉｕｌｎ　Ａｌｌ０ｙＳ参照）。
本出願人は、許容し得る機械的特性と、自然腐蝕に対す
る十分な耐性と、良好な成形適性とを保持しながら、Ｓ
ｉ及びＬ１含同の高いＡρ−Ｌｉ−８ｉ合金において比
弾性率ゲインを２５％より著しく増大させ得ることを発
見した。
このような大きな比弾性率ゲインは、特定組成の選択と
、急速凝固及び粉末冶金技術の使用と、制ｔｌＩＬｉ度
下での成形とによって得られる。
本発明の合金は下記の組成を有する（重置％）。
１−ｉ・・・３．６〜８重量％ Ｓｉ・・・　５〜１４重量％ Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ　ｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｖ。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、ｏ２．Ｓｃ 残りはアルミニウム及び不純物（各≦０．０５％、合計
≦０．１５％）］ Ｌ１含吊及びＳｉ含■の間には次式で示される関係が存
在することが好ましい。
％Ｌ　ｉ　＝　０．４％Ｓｉ＋ｋ 但し一１≦ｋ≦５、好ましくは０≦ｋ≦４しｉの含量は
好ましくは４〜７％に維持する。
２次的元素（Ｌｉ及びＳｉ以外の元素）の合計量は２％
以下に維持するのが好ましＩ／）。
但し、満足な性質を示す製品を得るためには、合金を公
知手段（ホイール上での凝固、アトマイゼーション等）
で１０００℃／秒以上の冷却速度で液体状態から急速凝
固させることにより製造しなければならない。この操作
は好ましくはアルゴン又はヘリウムの如き不活性雰囲気
下で行なう。このようにして得た合金を次に、粉末冶金
で使用される公知の方法、例えば工程に応じて任意の粉
砕処理、冷間圧縮、任意の真空下脱ガス処理、熱間圧縮
、及び押出し鍛圧、鍛造、ダイイングもしくは他の任意
の方法による鍛造により圧密処理する。
鍛圧率（初期横断面積／最終横断面積）は通常８より大
きい。
更に、許容し得る機械的特性を得るためには、通常前述
の如く熱間変形処理したままの状態、又はより低温で軽
い補助的変形処理にかけた状態で使用される。このよう
にすれば平面性、寸法の正確さ即ち公差が改良されると
共に機械的耐性特性が向上する。
このようにして得られる製品は使用状態において、主に
軸標約０．５９〜０．６０ｎｍの立方体構造相ｈＸらな
る粒子を大量に、即ち１５〜６０容伶％、好ましくは２
０〜５０容量％有する。前記相は妾咎参寺妙母Ｔ−Ａρ
　Ｌｉ　Ｓｉ２相と称され、又は人によつではＡＲＬｉ
Ｓｉ相と称している。この相は均一に分布し、０．０１
〜１０ＩＪＩＲ１より一般的には００１〜５−の大きさ
を有する。この相は低温及び平均湿度での合金の硬化に
貢献すると考えられ、その微細且つ均質な析出は室温と
３５０℃との間の温度、好ましくは１５０〜２５０℃で
の焼戻しにより促進される。この微細構造体は場合によ
っては、直径５ａｎｍ未満の極めて細かいろ’（１！３
Ｌｉ）相の球状析出物と、少量の遊離Ｓｉ析出物もしく
はδＡｌＬｉ相析出物とを含み得る。存在するδ′相の
ｍは１０容邑％未満である。このようにして得られる製
品は、大きさが２０Ｊｍ未満、通常は１０ｕｌＲ未満の
極めて微細な粒子を有することを特徴とする。
ｋの値が最小値より小さいと８１粒子が比視してＴ相が
犠牲となり、その結果機械・的特性と比弾性が低下する
。
ｋの値が最大値を超えると、自然腐蝕し得るδＡρＬｉ
相の析出と、合金を脆弱化させるδ′１）３Ｌｉ相の析
出とが促進される。
本出願人は更に、組成が同じであればＴ相（ＡＩｌ、Ｌ
ｉ、Ｓｉ）が微細である程製品の硬度が増大することを
発見した。特に、金属基板上で薄いストリップ（厚み２
０〜３０Ｊｍ）を極めて急激に凝固させると（メルト・
スピニング）、基板上のＴ相粒子の大きさが０．０１〜
０．５−になる。この場合の微小硬度は、より厚いスト
リップの外（０１表面又はアトマイゼーションによって
得られる郭）末に関して得られる微小硬度より約４０％
高（Ｘ０前３ｄ厚いストリップ又はアトマイゼーション
によって得られるＴ相の粒子の大きさは０．５〜５−で
ある。
本発明は以下の実施例の説明を通してより良く理解され
よう。
実施例１ 表１に示した組成を持つ合金を、ヘリウム雰囲気下での
遠心粉砕により粉末形状で得た。この粉末を最大２００
．ｃａまでにふるい分けた。
これらの粉末はｌ”ｅ含ｌ＜０．０５％の純粋なベース
を用いて製造した鋳造率インゴットから製造した。
使用した工程は下記の通りである。
へρ−Ｍｑ製φ４２Ｘ　１００　ｔｍ容器内に導入。
１〜１ｏ−１ｐａで２４時間脱ガス処理。
２５０℃で１時間２０分子加熱。
２５０℃でφ９＃１ＩＩＩの円筒バーに直接押出し成形
（押出し率λ＝２２）。
取出し温度は約３３０℃。
得られたバーを空気で冷却し、密度及びヤング係数を測
定し、引張テスト（長手方向）及び顕微鏡試験により特
性を調べた。
表１は原子吸収によって決定される目標化学組成と得ら
れた結果とを示している（テスト５回の平均値）。酸素
含恒は約０．５％である。
存在するＴ相は粗大（平均粒径２ｍ、ＩＭ大粒径５μ）
であったが、少数の大きなＴ相粒子（１００〜２００７
７５１）以外は均一に分布していた。伸びの測定値が小
さいのは前記の大きいＴ相粒子が存在しているためであ
る（早期破壊の原因）。
このような欠点はあるが、特にＡρ−６（−ｉ−１０Ｓ
ｉ合金に関してはかなりのレベルの礪械的特性が得られ
ており、塑性範囲、密度及びヤング係数の変化も大きい
ことは注目に値する。
押出したままの状態での顕微鏡試験からは下記の点が判
明した。
一δ′ＡＩ！３Ｌｉ相及びδＡｉ）Ｌｌ相は殆んど存在
しない。
一該合金の粒子の大きさは２〜５戸である。
実施例２ 実施例１の組成物も含めて種々のΔｐ、　Ｌｔ。
Ｓｉ合金を１０００回転／回転目転するφ４８０Ｆｒａ
の銅製ホイール上で、７３０°から８３０℃までの温度
で横断面積的１０ｍ　Ｘ　４０−のストリップに鋳造成
形した。これらのストリップの鋳造したままの状態と２
００〜３５０℃で１〜１０時間焼戻し熱処理した後の状
態とにおける特性を負荷１０９でのビッカース微小硬度
の測定、光学顕微鏡、電子顕微鏡による顕微鏡試験と、
Ｘ線回折によって調べ、高温安定性と構造変化とを評価
した。これらの組成及び得られた結果を表■に示す。
組成へのストリップ全体と、ストリップＢ、Ｃ。
Ｄのホイール側の厚み２０〜３０−に亘る部分は、鋳造
したままの状態及び焼戻し処理後に微細工相構造（粒径
＜０．４ｍ）を有していた。ストリップ８゜Ｃ，Ｄの外
側部分と、ストリップＥ、Ｆの厚み全体は、鋳造したま
まの状態でも焼戻し後でも平均粒径約１１Ｊ１１（最大
粒径４ＩＩＩｎ）の粗大ｍ造を有していた。
イーメージ定量分析によって評価される析出物容量％は
、焼戻しの間に大きな変化を示さない。
硬度はＬｌ及びＳｉ含量に従って増加し、少なくともＴ
相が微粒子状態を維持する限りはＴ相の容量％の増加に
も従って上昇することが判明した。
本発明の合金は前記微細構造（ホイール側）を有するた
めに２００℃での焼戻し後に極めて大きい硬度を示し、
この硬度は本発明以外の合金と異なり、３５０℃での焼
戻しの後でも高レベルに維持される。
実施例３ 実施例１の粉末の製造に使用したφ５５ｓＸ１７５Ｍ円
筒形型枠内で従来の鋳造法で通常用１．Ｎられる低速冷
却速度（約り℃／秒）により鋳造されたインゴットの一
部分をφ４８ｍまで皮剥処理し、４００℃で１時間加熱
し、４００℃でφ９ＩＩＩＩＩ＋の円筒ノ＼−に押出し
、空気で冷却した。
同−合金当り３つの試験片を用いて長手方向で測定した
引張機械特性を表■に示した。これらの製品は根本的に
脆弱であり、負荷を与えると早期破壊を示し、展延性が
殆んど皆無であることかヤ１明した。
これらの製品の微細構造は特に、粒径が極めて不均等で
数ｐ〜数１００−とかなり大きく、平均（直も１０１Ｉ
！Ｒを明らかに超える極めて大きいものであるＴ相（Ａ
ｊ＋、Ｌｉ、Ｓｉ）粒子を示し、これらの粒子が少量の
δＡ１１Ｌｉ相と結合している。
この実施例は、本発明の合金を得るには急速凝固を用い
る製造方法を使用しなければならないことを示している
。
本発明の方法によって得られる製品は下記の利点を有す
る。
一従来の鋳造法によりインゴット状に鋳造成形された従
来のＡｔ）合金、例えばアルミニウム・アソシエーショ
ンの分類による合金２０２４．６０６１゜７０１５に比
べて密度は１５〜２０％低く且つヤング率は１５〜３５
％高い。比弾性率は約３０〜６０％高い。
−低温機械耐性は、例えば粗大Ｔ相粒子（０，５〜１０
ｐ）を含む製品の場合には合金２０２４−Ｔ４．６０６
１−Ｔ６．７０２０−７６の如き中程度の強度の鋳造へ
ρ合金と同程度であり、微細Ｔ相粒子（ｏ、ｏｉ〜０，
５μｓ）を含む製品の場合には高耐性合金（７０７５−
Ｔ６゜２２１４−Ｔ６．７０１０−Ｔ７３６及び７１５
０−Ｔ７３６もしくはＴ６）と同等である。
一中温又は高温機械的耐性は、特に１００〜３５０℃の
温度範囲では、半連続鋳造によって製造された公知のＡ
１合金（例えばアルミニウム・アソシエーションの分類
による合金２２１４又は２２１９）のいずれのものより
も大きい。
一δＡｉ）Ｌｉ相が存在しない場合、Ｌｉの含量が°高
くても粒界又は局所的腐蝕に対して十分な耐性を示す。
一高温又は低温展延性が十分大きいため、機械部品もし
くは構成部材として成形し使用することが可能である。
一焼戻し処理をしなくても有利な機械的特性が得られる
。

Claims (13)

    【特許請求の範囲】
  1. （１）主にＬｉ及びＳｉを含むＡｌベースの合金であつ
    て、 Ｌｉ・・・３．６〜８重量％ Ｓｉ・・・５〜１４重量％ Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ
    、Ｍｏ、Ｏ＿２及びＳｃ ・・・各０〜１重量％ Ｃｕ及び／又はＭｇ及び／又はＺｎ ・・・０〜２重量％ を含み、２次的任意元素の合計量が５％より少なく残り
    がＡｌ及び不純物（各≦０．０５％、合計≦０．１５％
    ）からなることを特徴とする合金。
  2. （２）Ｌｉ含量及びＳｉ含量の間に下記の関係％Ｌｉ＝
    ０．４％Ｓｉ＋ｋ 但し−１≦ｋ≦５ が存在することを特徴とする特許請求の範囲第１項に記
    載の合金。
  3. （３）０≦ｋ≦４であることを特徴とする特許請求の範
    囲第２項に記載の合金。
  4. （４）４〜７％のＬｉを含むことを特徴とする特許請求
    の範囲第１項から第３項のいずれかに記載の合金。
  5. （５）任意の２次的元素の合計量が２％以下であること
    を特徴とする特許請求の範囲第１項から第４項のいずれ
    かに記載の合金。
  6. （６）１５〜６０容量％のＴ相を含むことを特徴とする
    特許請求の範囲第１項から第５項のいずれかに記載の組
    成物の鍛圧製品。
  7. （７）２０〜５０容量％のＴ相を含むことを特徴とする
    特許請求の範囲第６項に記載の製品。
  8. （８）Ｔ粒子の粒径が０．０１〜１０μｍ（好ましくは
    ０．０１μｍ〜５μｍ）であることを特徴とする特許請
    求の範囲第６項又は第７項の製品。
  9. （９）合金の粒子の粒径が２０μｍ（好ましくは１０μ
    ｍ）より小さいことを特徴とする特許請求の範囲第６項
    から第８項のいずれかに記載の製品。
  10. （１０）溶融、凝固、任意の粉砕、冷間もしくは熱間圧
    縮、任意の真空下脱ガス処理、圧縮及び熱間鍛圧から成
    る、特許請求の範囲第１項から第９項のいずれかに記載
    の合金又は製品の製造方法であつて、液体状態からの凝
    固速度が１０００℃／秒より大きいことを特徴とする前
    記製造方法。
  11. （１１）凝固処理後の全ての熱間操作を４００℃、好ま
    しくは３５０℃より低い温度で行なうことを特徴とする
    特許請求の範囲第１０項に記載の方法。
  12. （１２）熱間鍛圧をより低温での軽い塑性変形処理によ
    つて補足することを特徴とする特許請求の範囲第１０項
    に記載の方法。
  13. （１３）冷間又は熱間変形処理後に２０〜３５０℃、好
    ましくは１５０〜２５０℃で焼戻しを行なうことを特徴
    とする特許請求の範囲第１０項又は第１１項に記載の方
    法。
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JP (1) JPS627828A (ja)
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