JPS648066B2 - - Google Patents

Description

請求の範囲 １ 本質的にAl_ba1Zr_aLi_bX_cの組成式（ＸはCu、
Mg、Si、Sc、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0.15−２重量％、
ｂは2.5−５重量％、ｃは０−５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、高濃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ツクス中の複
合Al₃（Li、Zr）相の析出物によつて特徴づけら
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Al_ba1Zr_aLi_bX_c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0.15−２重量％、ｂ
は2.5−５重量％、ｃは０−５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、Zr）析出物の付加
的成長、及びその核生成がZrによつて促進され
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
ウムマトリツクス中の複合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500℃から555℃の範囲、T₂が100℃から
180℃の範囲、及びT₃が120℃から200℃の範囲に
ある請求の範囲第５項による処理法。 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ツクス中に均一分布
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（solutionizing）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
つて発達させられる。 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−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、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、弾性率を約６％増加
させる。したがつてこれは比弾性率（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（Al₃Li）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−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つていた。 Al−Li系において、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、粒界及び／又は微
粒界に沿つた金属間相の析出と、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（intergranular）の析出物
はその境界の脆化を引きおこし、同時にLi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
Al−Li、Al−Cu−Li、Al−Mg−Li相の粒間析
出を回避するための制御処理によつて低減されう
る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、
Al−Cu−Li、Al−Cu−Mg、あるいはAl−Li−
Mg金属間物質の共析出の制御によつてすべりの
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、Fe、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
つくりした生成をするため、延伸操作や多段時効
処理（P.J.Gregson and M.M.Flower、Acta
Metallurgica、33巻、527−537頁、1985）ある
いは合金の密度に逆効果を及ぼす高含量のCu（Ｂ
van der Brandt、P.J.von den Brink、H.F.
de Jong、L.Katgerman、and H.Kleinjan、「ア
ルミニウム−リチウム合金」AIME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′析出物の開発によつてAl
−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、Al−Zr合金系にお
ける準安定なAl₃Zr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（Ll₂）を持
つという観察に基づいている。これに関して、
Al−2.34Li−1.07Zr合金を用いてアルミニウムマ
トリツクス中に３成分秩序の複合Al₃（Li、Zr）
相を作るための努力がなされて来た（F.W.Gayle
and J.B.Vander Sande、Scripta
Metallurgica、18巻、473−478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、粒の粗い複合析出物の小さな体積分率を
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.Ralph、Journal of Materials Science、
19巻、3835−3843頁、1984；P.J.Gregson and
H.M.Flower、Journal of Materials Science
Letters、３巻、829−834頁、1984；P.L.Makin、
D.J.Lloyd、and W.M.Stobbs、Philosophical
Magazine Ａ、51巻、L41−L47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つた。その結果、従来
のアルミニウム−リチウム合金系は、高強度、高
延性及び低密度が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
はなかつた。 発明の要約 本発明は、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濃
度に含むアルミニウム−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、本質上Al_ba1Zr_aLi_bX_cから成り、ＸはCu、
Mg、Si、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
ニウムマトリツクス中の複合Al₃（Li、Zr）相の
析出によつて特徴づけられる。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
造方法によつて発達させられる。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
よつ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。 本発明によつて作製される、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Al₃（Li、Zr）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、Al−3.1Li−2Cu−1Mg−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ツクス中の複
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、組成がAl−3.7Li−0.5Zr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）
を行つた、Al−3.7Li−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）による処理を行つた時の有益な
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）
を行つた、Al−3.1Li−2Cu−1Mg−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、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190℃で16時間）によ
る処理を、Al−3.2Li−3Cu−1.5Mg−0.2Zr組成
を持つ合金に対して行つ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Al−Li−Zr−Ｘ合金の製造方法に関する。 本発明におけるアルミニウムを主体とする低密
度合金は、本質上Al_ba1Zr_aLi_bX_cから成り、Ｘは
Cu、Mg、Si、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０
−約５重量％の範囲にあり、その残量はアルミニ
ウムである。 Zrの含有量は、耐すべり性分散質が高濃度に
形成されるよう0.15〜2wt％とする。Zrの含有量
が0.15wt％未満の場合には耐すべり性分散質の形
成が機械的特性の改善を生ずる上で十分でなく、
また2wt％を越える場合には、Zrは大部分、機械
的性質上望ましくない形態の細胞状のAl₃Zrを形
成する。 Liの含有量の下限値2.5wt％は、所定の最低の
密度を達成するために設定されており、Liの含有
量が2.5wt％未満の場合には合金の密度が該所定
密度よりも大きくなる。Liの含有量が5wt％を越
える場合には、粒界で安定なAlLi相やCuあるい
はMgのような合金元素と共にLiを含んだ
Al₆CuLi₃、Al₅CuLi₃又はAl₂MgLiのような安定
相を生成し、これらの相の発生は合金の機械的性
質にとつて好ましくない。 Ｘの上限値（5wt％）も上述と同様の理由で設
定される。Ｘの含有量が5wt％を越える場合に
は、既述したような安定相が形成され合金の機械
的性質にとつて不都合になる。 本発明の方法では、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
ように熱処理によつて、本質的にアルミニウムマ
トリツクス中の「複合」Al₃（Li、Zr）析出物
（第１図）から成つている特徴的な微細構造によ
つて性格づけられる。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。 Al−Li−Zr−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、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
とによつて決定される。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、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10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、複合Al₃（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Al₃（Li、Zr）析出物の成長
と、核化がZrによつて助けられないδ′析出物の鎔
融に充分な時間だけ行う。この時点での合金は、
本質的に複合Al₃（Li、Zr）析出物から成る、特
徴的な微細構造によつて性格づけられる。この複
合Al₃（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Al₃（Li、
Zr）析出物を含む合金は均一な変形態様で変形
し、機械的性質が改善される。第３ｂ図は、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、第３ａ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、本発明によると、耐すべ
り性分散質の濃度がおよそ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、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。温度T₁の典型
的な範囲は、およそ500℃から555℃である。複合
Al₃（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、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Al₃（Li、Zr）析出物がAl−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（Al−3.7Li−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180℃で16時間最終時効を行つたものであ
る。第２図に示された合金の耐すべり性分散質の
濃度は、およそ30体積％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Al₃（Li、
Zr）析出物の析出を促進する。 第３ａ図は、本発明による処理を行つていない
合金（Al−3.7Li−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。時効処理回数が１回の
この合金の耐すべり性分散質の濃度は、およそ５
体積％である。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Al−3.7Li−0.5Zr
組成を持つ合金の変形挙動に際して、本発明によ
る処理の有益な効果を示す。540℃で４時間溶体
化処理させたのち、該合金を160℃で４時間、及
び180℃で16時間、２段時効処理を行つたもので
ある。この合金の耐すべり性分散質の濃度は、お
よそ30体積％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 Al−3.1Li−2Cu−1Mg−0.5Zrの組成を持つ合
金について、表に示すように中程度の強度の用
途のための詳査を行つた。該合金は、540℃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、本発明による２段時
効処理を施したものである。 本発明の処理を施したこの合金の耐すべり性分
散質の濃度は、およそ30体積％であ。以下、実施
例３〜５において、本発明の多段時効処理を施し
た合金の耐すべり性分散質の濃度もおよそ30体積
％である。

【表】 効処理
従来の時効処理（190℃で16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段時効処理によつて発
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％）。 実施例 ３ 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Al−Li合金を作製した。Al
−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（3.6％）し
か得られない。しかし、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】 効処理
実施例 ４ この例は、単純な３成分合金Al−3.7Li−0.5Zr
の機械的物性について、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。

【表】 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つて達成できる。例えば３段
時効処理（120℃で４時間、140℃で16時間および
160℃で４時間）によつて、降伏強さ446MPa、
引張り強さ464MPa及び伸びは4.6％が得られた。
時効処理は２〜５回行なうが、場合によつては２
〜10回行なう。結果として、本発明による合金の
種々の熱処理は、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 ６ この例は、低Zr含量のAl−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、本発明に
よる処理法の潜在的可能性を示す。第５図は、
540℃で４時間溶体化させ、170℃で４時間再加熱
し、続いて190℃で16時間で最終時効処理した。
典型的なAl−3.2Li−3Cu−1.5Mg−0.2Zr合金の
暗視野電子顕微鏡像である。この合金の耐すべり
性分散質の濃度は、およそ15体積％である。その
ような合金で見られる複合Al₃（Li、Zr）析出物
の大きな体積分率は、本発明による処理法が
0.2wt％という低Zr含量を持つAl−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、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。