JPS61143531A - 分散強化アルミニウム合金の改良された製造法 - 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】 技術分野 本発明は、分散強化アルミニウム基合金に関し、更に詳
細には改善された機械的性質を有する鍛造「機械的合金
化」アルミニウム合金系の製造法に関する。

近年、航空機、自動車、造船および電気工業における進
歩したデザインの要望を満足するであろう高力アルミニ
ウムの集中的な研究がある。高強度は成る進歩したデザ
イン応用の資格を満たすために求められる材料の特性を
示す鍵であるが、合金は、材料の最終用途に応じて密度
、強度、延性、靭性、疲労および耐食性などの性質要件
の組み合わせを満たさなければならない。問題の複雑さ
は、以前に達成されていない性質の好適な組み合わせを
有する材料を開発す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、状況（ｐｉｃｔｕｒ
ｅ）の一部分のみである。新しいアルミニウム合金は、
それらの所定の性質を保持しながら鍛造などのコスト上
有効な技術を使用して所望の形に成形できかつ／または
重量節約構造物の二次加工用に再整備の必要を排除する
ために他の材料の場合に今使用されているのと同一の複
雑な形状に経済的に二次加工できるならば、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
次加工品は、再現可能な性質を有していなければならな
い。商業的実行可能性の有利な点から、再現性は、実用
的範囲の条件下で達成可能であろう。

粉末冶金ルートを使用して高力アルミニウムを製造する
ことは、提案されており、そして多くの研究の主題であ
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、かつ分散強化性粒子を合金に配合する方法
を与える。また、取り扱うことが困難な合金元素は、時
々、インゴット溶融技術よりも粉末冶金によって更に容
易に導入され得る。機械的合金化として既知の粉末冶金
技術によって改良性質を有する分散強化粉末を製造する
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。機械的合金化材料は、均一に分布さ
れたディスパーソイド粒子、例えは酸化物および／また
は炭化物により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、第
３，８１６，０８０号明細書は、機械的合金化分散強化
アルミニウムの製造法に特に関する。機械的合金化アル
ミニウム基合金の他の面は、米国特許第４．２９２，０
７９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。

大抵の用途の場合には、粉末は、例えば１以上の工程に
おける脱気、圧粉（ｃｏｍｐａｃｔｉｏｎ　）、圧密（
ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ）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、鍛造および機械
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ほど、材料使用、労
力および時間の経済性が太きい。個々の基第での手動労
力による成形を必要とす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
であることが認譜されるであろう。

合金の組成が特定の製品を製造するのに使用できる二次
加工技術をしばしば指令することは、アカデミツクであ
る。一般に、他の性質が前原される前に本発明のアルミ
ニウム合金型で達成されなければならない標的の性質は
、強度、密度および延性である。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、より少量のディスパーソイドを有す
る）から調製される材料と同一の強度および延性を有す
る材料に調製され得ることである。このことは、時効化
硬化添加剤に頼らずに更に容易に二次加工できる合金の
製造を可能にする。機械的合金化ルートは、匹敵可能な
組成の他のアルミニウム合金よりも二次加工するのが容
易である材料を調製するが、強度および低密度の要望お
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、合金系の加工性を低下す
る（加工性は、少なくとも材料を調製するのく必要な加
工温度および荷重くおける延性を考−する）。効果の程
度は、一般に、合金中の添加剤の量に関連する。添加剤
が材料の二次加工法に影響を及ぼすだけではなく、二次
加工技術も材料の性質に影響を及ぼす。

低密度分散強化機械的合金化アルミニウムーリチウム−
マグネシウム合金は、合金を制御された狭い条件下で押
し出し、そして鍛造することによって改善された強度並
びに適当な延性によって特徴づけられる鍛造品に二次加
工され得ることが今や見出されている。更忙、材料の押
出を特定の条件下に制御することは、材料を鍛造できる
条件の範囲をより広げることを可能にすることが見出さ
れている。このことは、更に、合金の商業的価値を高め
、そして鍛造品の再現性を改善する。また、合金を鍛造
すべき温度は、例えばＭｅｔａｌｓ　Ｈａｎｄｂｏｏｋ
。

第８版、第５巻（１９７０年）第１２７頁〜第１３２頁
に記載のようなアルミニウム合金を鍛造する通常の便覧
プラクティスから予想されるよりも低い範囲内であるこ
とが見出されている。

発明の概要 本発明は、アルミニウム、リチウムおよびマグネシウム
からなる分散強化低密度アルミニウム基合金（前記合金
は機械的合金化法によって調製される前記合金の粉末か
ら得られる）からなる鍛造品を得るにあたり、前記粉末
を真空下で脱気しかつ圧粉して実質上完全密度の押出ビ
レットを得るのく十分な程高い密度を有する圧粉ビレッ
トを得：得られた圧粉ビレットを初期押出温度を超え約
４００℃（ｔｓｏＦ）までの範囲内の温度で押し出しく
前記押出を潤滑下に円錐形ダイを通して行って実質上完
全密度の押出ビレットを与える）；そして得られた押出
ビレットを鍛造する〔前記の得られたビレットを約２３
０℃（４５０Ｆ　）〜約４００℃（７５０Ｆ）の範囲内
の温度において少なくとも１回の第一鍛造処理に付し、
但し強度を最大限にするために、押出が押出温度範囲の
高温端で行われる時には鍛造を鍛造温度範囲の下端で行
う〕ことかうなる一連の工程からなることを特徴とする
鍛造品の製造法に関する。

脱気は、合金によって爾後に経験されるべき温度よりも
高い温度において行われ、モして圧粉は、゛　　少なく
とも気孔率（ｐｏｒｏｓｉｔｙ）が孤立される　（ｉｓ
ｏｌａｔｅ　）程度、好ましくは完全密度（ｆｕｌｌ　
ｄｅｎ−ａｉｔｙ）の少なくとも約９５％以上に行われ
る。

初期押出温度とは、所定合金を所定の押出プレス上で所
定の押出比で押し出すことができる最低温度を意味する
。押出比は、少なくとも３：１であり、そして例えば約
２０：１以上であることができる。

円錐形ダイとは、押出ライナーから押出ダイへの移行が
徐々であるダイを意味する。有利には、ダイのヘッドと
ライナーとの角度は、約６０’未満、好ましくは約４５
°である。

本発明の合金は、本質上重量でＬｉ約０．５〜約４％、
職約０．５〜約７％、８１０〜約４Ｌ少量であるが強度
の増大に有効な童、例えば約０．０５％から約５％まで
の炭素、少Ｉであるが強度および安定性の増大に有効な
量から約１％までの酸素、および残部本質上アルミニウ
ムからなり、そして夕景であるが強度の増大（有効な量
からディスパーソイド約１０容量チまでのディスバーン
イド含量を有する。

本法の好ましい具体例においては、合金は、リチウム約
１．５　％〜約２．Ｉ５’％およびマグネシウム約２％
〜約４％、炭素０．５　％〜約１．２チおよび酸素１％
未満を含有し、モして押出は、約２３０℃（４５０Ｆ　
）〜約４００℃（７５０Ｆ　）の範囲内の温度において
行われる。有利には、押出は、約３７０℃（７００Ｆ　
）未満、好ましくは約２６０℃（ｓｏｏＦ）〜約３６０
℃（６７５Ｆ　）、最も好ましくは約２６０℃（５００
Ｆ　）で行われる。この合金系の場合には、押出が約２
６０℃で行われる時には、鍛造操作（または多工程鍛造
操作においては初期鍛造工程）は、約２３０℃（４５０
Ｆ　）〜約４００℃（７５０Ｆ　）の温度で行われ、モ
して押出が３７０℃（７００Ｆ　）で予め行われる時に
は、鍛造操作（または初期鍛造工程）は、押出温度範囲
の下端、例えば約２６０℃（５００Ｆ）の狭い範囲内で
行われる。本発明によれば、０．２％オフセット（ｏｆ
ｆｓｅｔ）降伏強さくＹＳ）少なくとも４１０　ＭＰａ
　（６０ｋｓｉ　）、伸び少なくとも３％によって特徴
づけられるこのような系の低密度合金が、提供され得る
。本発明の一面においては、…−Ｌｉ合金は、密度２．
５７ｇ／ｃｍ”未満を有する＠発明の詳細な説明 （Ａ）組成 本発明の合金系のマ）　ＩＪフックス必須成分は、アル
ミニウム、マグネシウムおよびリチウムである。−具体
例においては、合金はケイ素を含有する。合金は、分散
強化されかつ機械的に合金化された粉末から生成される
ことを特徴とする。一つの好ましい具体例においては、
合金は鍛造品として製造される。分散強化剤は、炭化物
および酸化物および／またはケイ化物からなるう 炭素および酸素兼びに少量のマグネシウムおよびリチウ
ムは、酸化物および／または炭化物などの不溶性ディス
パーソイドとして組み合わされて合金系の少重量％とし
て存在する。他の元素は、特定の最終用途用の合金の所
望の性質を妨害しない限り、合金に配合され得る。また
、微量の不純物は、仕込材料からピックアップされるか
、合金を製造する際にピックアップされ得る。追加の不
溶性の安定なディスパーソイドまたはディスパーソイド
生成剤は、合金に悪影響を及ぼさない限り、例えば高温
での合金の強化のために系に配合され得る。

特にことわらない限り、成分の濃度は、重ｆｉ％で与え
られる。

合金中のリチウム量は、例えば約０．５〜約４％、有利
には約１〜約３％、好ましくは約１．５または１．６〜
約ｚ、ｓ　ｔ４であることができる。リチウムは、粉末
（元素または好ましくはアルミニウムで予合金化）とし
て合金系比導入され、それによってインゴット冶金法で
のリチウムの溶融に伴う問題を回避する。マグネシウム
は、例えば、約０．５％〜約７％の童で存在できる。有
利には、マグネシウム量は、１％よりも多く約５％まで
の範囲であることができ、好ましくは約２〜約４または
４．５％である。例示の合金は、１．５　％よりも多く
約２．５チまでのリチウムおよびマグネシウム約２〜約
４．５％を含有する。

ケイ素量は、例えば０〜約４％の範囲であることができ
る。ケイ素含有合金においては、ケイ素量は、少量であ
るが強度に有効な量から約ａ％までの範囲であることが
できる。有利には、ケイ素含有合金は、８１約０．２〜
約２％、好ましくは約０．５％〜約１．５％、典型的に
は約０．５〜約１％を含有する。

炭素は、少量であるが強度の増大に有効な量から約５チ
までの範囲の量で系内に存在する。典型的には、炭素の
量は、約０．０５〜約２％、有利には約０．２％〜約１
％または１．５％、好ましくは約μｓ〜約１．２　％で
ある。炭素は、一般に、機械的に合金化された粉末の調
製時にプロセス制御剤によって与えられる。好ましいプ
ロセス制御剤ハ、０１ノール、ステアリン酸、および黒
鉛である。一般に、存在する炭素は、例えば系の成分の
１以上との炭化物を生成するであろう。

酸素は、通常、系内に存在し、そして通常極めて少量で
あることが望ましい。一般に、酸素は、少量であるが強
度および安定性の増大に有効な量、例えば約０．０５％
から１％までの景で存在し、好ましくは約０．４または
０．５％を超えない。米国特許出願第５２１，０６０号
明細書に開示のよう忙、低酸素含量は、臨界的であると
信じられる。酸素含量が１−よりも多い時（は、合金は
、貧弱な延性を有することが見出される。１．５％より
も多いＬｌを含有する合金においては、酸素含量は、好
ましくは約０．５％を超えない。

合金は、存在時に成る性質を高めることができ、かつ存
在量においては特定の最終用途の合金（悪影響を及ぼさ
ない他の元素を含有できることが認識されるであろう。

ディスパーソイドは、少量であるが強度の増大に有効な
量から約１０容量％（ｖｏ１％）までの範囲、またはそ
れよりも多い量で存在する酸化物および炭化物からなる
。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。

典型的には、ディスパーソイド量は、約１．５〜７容量
チである。好ましくは、ディスバーンイド量は約２〜６
容ｔ％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
械加工時に生成され得る。多分、それらは、粉末仕込物
にそれ自体添加され得る。他のディスパーソイドは、役
に立つ極限温度でアルミニウム合金マトリックス中にお
いて安定である限り、その場で生成または添加され得る
。存在できるディスパーソイドのｆｌＪ　＆工、　Ａｌ
２０３、　Ａ１００Ｈ，Ｌ７、Ｏｌ　Ｌ７、Ａｌ、０４
、Ｌｉム１０□、ＬｉＡｌ、Ｏ，、Ｌｌ、ム１０４およ
びＭｇＯである。

ディスパーソイドは、炭化物、例えばＡｌ４Ｃ３である
ことができる。金属間化合物も存在できる。ケイ素含有
合金においては、ディスパーソイドは、ケイ化物、例え
ばＭｇ２８１を含有できる。

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、マグネシウム含量は約２〜約４係で
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３〜６容量係である。例えば、合金は、 ｋｌ−４Ｍｇ−１、５Ｌｉ−１，２０、ム１−５Ｍｇ−
ＩＬｉ−１，１０゜ム１−４Ｍｇ−１，７５Ｌｉ−１，
１０、ムユー２Ｍｇ−２Ｌｉ−１，１０、ムｌ−２Ｍｇ
−２，５Ｌｉ−１，１０，Ａｌ−４Ｍｇ−２，５Ｌｉ−
０，７０およびＡ１−２Ｍｇ−２，５Ｌｉ−０，７０、
ム１−４Ｍｇ−１，５Ｌｉ−０，５８１−１，１０゜Ａ
ニー４Ｍｇ−１，５Ｌｉ−１８１−１，１０、Ａ１−２
Ｍｇ−１，５Ｌｉ−０，５Ｓｉ−１，１０゜ムユー２Ｍ
ｇ−１，５Ｌｉ−１・８１−１．１０、　ムｌ−２Ｍｇ
−２Ｌｉ−０，５８１−１，ＩＣ。

ムｌ−２Ｍｇ−２Ｌｉ−１ｓｉ−１，１０，Ａ１−２Ｍ
ｇ−１，７５Ｌｉ−１８１−０，７０゜Ａｌ−４Ｍｇ−
１，５Ｌｉ−１８１−０，７０、ムｌ−４Ｍｇ−１，５
Ｌｉ−０，５Ｅｌｉ−２０゜からなることができる。

本発明に従って処理される粉末組成物は、すべて機械的
合金化技術によって調製される。この技術は、高エネル
ギー微粉砕プロセスであり、前記特許に記載されている
。簡単には、アルミニウム粉末は、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な
仕込物に粉砕するのに十分な条件下で、微粉砕によって
繰り返して生ずる粉砕作用と溶接作用との組み合わせを
通して、粉末仕込物を乾式高エネルギー微粉砕に付して
、緊密に関連されかつ均一に相互分散された初期粉末物
質のフラグメントな含有する新しい密な複合粒子を作る
ことによって製造される。微粉砕は、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われ、それ
によって酸素制御を容易にする。その理由は、事実上唯
一の酸素源が出発粉末およびプロセス制御剤であるから
である。プロセス制御剤は、溶接制御量の炭素寄与剤で
あり、そして例えば黒鉛または揮発性酸素含有炭化水素
、例えば有機酸、アルコール、ヘプタ゛ン、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造法は、前記米国特許第３，７４
０，２１０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、ボール対粉末
の重伊比１５：１から６０＝１を使用してアトリッター
中で製造される。前記のように、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
与する。

（２）暖気および圧粉 分散強化機械的合金化粉末は、圧密される前に、脱気さ
れ、そして圧粉されなげればならない。脱気および圧粉
は、真空下で行われ、そして一般に約４８０℃（８９５
’Ｆ　）から合金の初期液化直下までの範囲内の温度に
おいて行われる。前記のように、脱気温度は、合金によ
って爾後に仔験される如何なる温度よりも高くあるべき
である。脱気は、好ましくは例えは約４８０℃（９００
°Ｆ　）〜５４５℃（１０１５°Ｆ）の範囲内、更に好
ましくは５００℃（９３０°Ｆ）よりも高い温度におい
て行われる。プレスは、約５４５℃（１０１５°Ｆ　）
〜約４８０℃（８９５°Ｆ）の範囲内の温度において行
われる。

好ましい具体例においては、脱気および圧粉は、真空熱
プレス（ＶＨＰ）によって行われる。しかしながら、他
の技術が使用され得る。例えば、脱気粉末は、押出プレ
ス中において真空下でアップセットされ得る。粉末を押
し出して実質上完全密度とすることが可能であるように
、圧粉は、気孔車が孤立され、それによって押出潤滑剤
によるビレットの内部汚染を回避するようなものである
べきである。このことは、圧粉な完全密度の少なくとも
８５４、有利には９５％よりも憂い密度まで行うことに
よって達成され、そして好ましくは材料は、完全密度の
９９％以上に圧粉される。好ましくは、粉末は、完全密
度の９９係以上、即ち実質上完全密度に圧粉される。

次いで、１以上の脱気および圧粉工程で形成された圧粉
製品は、圧密される。

（０）　　二次加工 （１）圧密 本法における圧密は、押出によって行われる。

材料の押出は、合金内に完全密度を保証するのに必要で
あるだけではなく、粒子上の表面酸化物を破壊するのに
も必要である。押出温度は、臨界的であり、そして狭い
範囲内である。押出用に使用される潤滑ブラクティスお
よび円錐形ダイ型装置も、重要である。

押出温度は、押出機で達成される最高温度が固相線温度
よりも１０℃（５０°Ｆ）以上ではない温度であるよう
に選択される。典型的には、押出温度は、約２３０℃（
４５０°Ｆ）〜約４００℃（７５０°Ｆ）の範囲内であ
ろう。有利には、押出温度は、約３７０℃（７００＠Ｆ
　）未満であるべきであり、約３４５℃（６５０＠Ｆ）
を超えるべぎではない。好ましくは、押出温度は、約３
３０℃（６２５°Ｆ）よりも低くあるべきである。温度
は、合金がダイを通して合理的な圧力で押され得るよう
に十分に高くあるべきである。

典型的には、温度は、約２３０℃（４５０°Ｆ）よりも
高いであろう。押出−に約２６０℃（５００°Ｆ　）の
温度が高度に有利であることが見出されている。押出を
約２６０℃（５００’Ｐ）で行うことによって、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の利点
がある。この融通性は、押出温度範囲の高温端において
減少する。

強度は現在アルミニウム基合金から作られた鍛造品用の
初期スクリーニング試験であるので、ム１−Ｌｉ−Ｍｇ
　用に使用されなければならない前記の所定の押出温度
範囲は、合金の強度全最大限にすをであろうものである
。強度要件が厳格ではない時には、本発明の教示は、若
子の他の性質に強度を交代てろのに使用され得ることが
認識されるであろう。

本法における押出は、剪断面ダイではなく前記のような
表面が円錐形のダイで行われる。潤滑は、ダイまたは圧
粉ビレットまたはそれらの両方に施される。押出操作を
助長する潤滑剤は、合金圧粉ビレットおよび押出プレス
、例えはライナーおよびダイと相容性でなければならな
い。ビレットに塗布された潤滑剤は、更に、押出プレス
に塗布された潤滑剤からビレットを保護する。

特定の金属用に適当に処方された潤滑剤は、技術上周知
である。このような潤滑剤は、例えば、腐食を防止する
要件およびビレットと押出プレスとの接触期間を余り臨
界的ではなくさせる要件を考慮する。ビレット用の潤滑
剤の例は、燈油、鉱油、脂肪乳濁液および硫酸化脂肪酸
を含有する鉱油である。充填剤、例えはチョーク、硫黄
および黒鉛が、添加され得る。押出プレス用の潤滑剤の
例は、油または水中に担持されたコロイド状黒鉛、二硫
化モリブデン、硫化ホウ素、および窒化ホウ素である。

押出ビレットは、次いで鍛造されるべき状態にある。必
要ならば、ビレットは、機械加工されて表面欠陥を除去
す゛ることができる。

（２）鍛造 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恢い鍛造温度から利益な
得るであろう。鍛造は、１または多工程操作として行わ
れ得る。多工程操作においては、温度制御は、初期鍛造
またはブロッキング（ｂｌＯＱｋｉｎｇ）　ｗ工程に適
用する。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、強度減少が生ずるであろ
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。Ａｌ−Ｍｇ−Ｌｉ合金系においては、鍛造
は、約４００℃（７５０°Ｆ）未満、好ましくは３７０
℃（７００°Ｆ）未満、例えば２３０℃（４５０°Ｆ）
〜約３４５℃（６５０１″）の範囲内、典型的には約２
６０℃（５００１’）で行われるべきである。鍛造性は
温度とともに増大す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することが今や見
出されている。多工程鍛造操作においては、臨界的であ
るものは、初期工程であることが見出されている。初期
鍛造工程後の多工程操作の爾後の鍛造工程においては、
鍛造用の温度範囲は、本法用に推奨されろ温度よりも高
いことができる。

前記のように、アルミニウム合金の鍛造条件は、組成に
応じて変化するであろうことが技術上既知であるが、合
金を鍛造できた鍛造条件、特に温度が合金な圧密、特に
押し出て温度に関係することは、驚異的であった。

（３）時効化硬化 所望ならば、熱処理は、時効化硬化に対して感受性があ
る合金系について行われ得る。時効化硬化性成分を有す
る合金においては、追加の強度を得ることができるが、
これは他の性質、例えば耐食性の損失を伴うことがある
。ケイ素を含有する本発明の合金は、耐食性の著しい損
失なしに時効化硬化され得ることが認められる。強度以
外には余り魅力的ではない性質を有する合金を生ずるこ
とがある析出硬化処理を頼らすに鍛造状態で高強度、例
えば４１０　ＭＰａ　（６０ｋｅｉ　）を超える強度を
有する低密度アルミニウム合金が製造され得ることは、
本発明の特定の利点である。

ｋｓｉからＭＰａへの換算およびインチからｃｍへの換
算のように、下から℃への換算においては温度は四捨五
入され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、商業的生童のために、条件を研究
実験室設備において可能な程度に課すか必要とすること
は、実際的または現実的ではない。温度は、例えば標的
の５０７それることができる。このように、加工条件用
により広い窓を有することは、本性の実用的価値を増す
。

本発明は、以下に与えられる例によって更に説明される
が、限定はされない。すべての例において、合金は、機
械的合金化技術によって訓渠されたアルミニウム、マグ
ネシウム、リチウム、炭素および酸素からなる分散強化
合金から製造される。

例８においては、ケイ素は、合金中に存在する。

例１ 本例は、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、炭素約１．１〜１．２僑および酸
素１％未満を含有する分散強化され機棒的に合金化され
た鍛造ＡＩ　−Ｍｇ−Ｌｉ　　を製造するのに使用され
る加工条件を例示する。

表Ｉに与えられる公称マグネシウム含量および公称リチ
ウム含量を有する機械的合金化粉末を製造する。粉末を
真空熱プレス（ＶＨＰ）　して直径２７．９ａｍ　（１
１インチ）の脱気圧粉ビレットを形成する。

次いで、圧粉ビレットを押出温度に応じて約２６０℃お
よび３７０℃（５００℃および７００　°Ｆ　）の温度
においてラム速度４５．７　ａｍおよび２５．４０ｎ　
（１８インチおよび１０インチ）で押し出す。すべての
ビレ＝トｖ押出のための昇温前にサンドブラスト処理し
、そしてフェル・プｏ（ＦｅニーＰｒｏ）　Ｏ−３００
，（フェル拳プロ・インコーホレーテッドの二硫化モリ
ブデン風乾製品）で被覆し、セして押出ライナーを樹脂
で被覆し、そして淵渭剤ルーペ・エイ・テ具−ブ（ＬＯ
Ｂｉ　−Ａ　＋　ＴＵＢＩＬ）熱押出２３０Ａ（ジー・
ウィツトフィールド・リチアーズ・カンパニーの重油中
の黒鉛製品）で包囲する。約３７０℃（７００°Ｆ）で
の若千の表面引裂以外は、すべての押出は成功裡に押し
た。合金組成および押出条件を表１に与える。

表　Ｉ ム　　４　１．５　２６０　　（５００）　　４５．７
　　（１８）Ｂ　　　４　１．７５　２６０　　（５０
０）　　４５．７　　（１８）０　２　２　　２６０　
　（５００）　　４５．７　　（１８）Ｄ　　　４　１
．５　３７０　　（７００）　　２５．４　　（１０）
ｉ　　　４　１．７５　３７０　　（７００）　　２５
．４　　（１０）Ｆ　　　２　２　　３７０　　（７０
０）　　２５．４　　（１０）各押出からの長さ８．７
５　ａｍ　（３，５インチ〕の８個の材料を鍛造試験の
ために切断する。試験は、フラットダイを使用してビレ
ット軸に平行なプレフォームをアップセットすることか
らなっていた。

鍛造を公称温度２６０℃（５００”Ｐ　）および４００
℃（７５０°Ｆ）においてラム速度５０　ａｍ　（２０
インチ）７分および５　ａｍ　（２インチ）７分で行っ
てそれぞれ最終高さ５ｃｍ（１インチ）および２．５　
ａｍ（０，５インチ）および歪−０，６７および−０，
８３とする。

頂部および底部の鍛造プラテンをソーク温度と同一の温
度に誘導加熱し、そしてアップセット直前にホワイト・
エンド・バグレイ（Ｗｈｉｔｅ　ａｎｌ　Ｂａｇユｅｙ
）　２％５黒鉛ペース潤滑剤で潤滑した。押出および鍛
造データを表ＵＫ総括する。一般に、２６０℃（５００
’Ｆ）の押出は３７０℃（７００′Ｆ）の押出よりも良
好に鍛造し、そしてこれは２６０℃（５００°Ｆ）の押
出より良好な押出表面品質のためであると信じられる。

鍛造前の表面研削は、鍛造性を改善する筈である。３７
０℃（７００°Ｆ）で押し出された２Ｍｇ　−２Ｌｉ合
金は、最も貧弱な鍛造性を有していた。他の合金のすべ
ての場合に、縁亀裂を生じない鍛造条件が見出され得る
。一般に、２６０℃（５００’Ｐ）で押し出された合金
は、３７０℃（７００°Ｆ）で押し出された材料よりも
高い硬さを有する。２６０’ｃ（ｓｏｏ°Ｆ）で押し出
された４Ｍｇ−１，５Ｌｉ　組成物は、試みられた鍛造
条件のいずれにおいても軟化しなかった。２Ｍｇ−２Ｌ
ｉ合金は、約４００℃（７５０ア）で鍛造した後に軟化
する。

コーＣ 口ｃＤＥ １司伺 １０　　の鎖＠Ｄ哨ト閃へへＮ　ロの一！噂への〜−ロ
ロへＯｈ　６　トｅ　１％　？−１００００１Ｘ）　ａ
ｏｌｌｏ　００■ψ〜の　ψφφ口ψωψψω　φ口φ
ト（至）トトトトーー　　〜へへ６４ｆｉＮへへ　　曽
−曽−ｎへの−へ−〜〜Ｎ〜Ｎ−表中５００’Ｆ謬２６
０℃；　７００１１′−３７０℃、１インチｍ２．５ｃ
ｍ；　　蒼　１−貧弱、２−良好、　３鯵優秀 例２ 本例は、例１に記載の押出鍛造合金の時効化応答罠関す
る。

時効化研究を能率化するために、例１の各合金からの２
種の鍛造を選択する。各型の１つを２６０”Ｃ（５００
下）において５０．８　ａｍ　（２０インチ）７分で鍛
造して最終高さ２．５４０１１１　（１インチ）とし、
そして他を４００℃（７５０’Ｆ）において５．０８　
ａｍ　（２インチ）７分で鍛造して最終高さ１．２７　
ａｍ　（０，５インチ）とする。これらは、２種の極限
鍛造条件である。組成４Ｍｇ−１，７５Ｌｉおよび２Ｍ
ｇ−２Ｌｉは、約４８０℃（９００下）で溶体化処理し
た後に約１２５℃（２５５°Ｆ）で硬さ増大を示し、そ
して硬さデータからこれらの両方の合金は時効化されて
鍛造状態で所望の標的ＹＳ約４１０−４５０　ＭＰａ　
（６０〜６５ｋａｉ）？：達成できることが予測され得
る。「押し出したままの」合金は、鍛造ストックよりも
ゆつくりと時効化するらしい。鍛造の追加の加工が時効
化速度を加速すると仮定される。

例３ 本例は、十字形鍛造品試験における合金の鍛造性を例示
する。十字形鍛造品試験を例１に示される種類の押出ビ
レットについて行う。すべての合金は、潤滑下に直径約
９．８６％ｍ　（３，８７５インチ）の円錐形ダイを通
して押出比８：１で押し出されている。

「十字」型鍛造品を第１図の平面図に示す。鍛造品の中
央部分は、２つの垂直滓出リプから形成された十字であ
る。鍛造品のリプ部分は、ペース部分よりも厚い。試験
における鍛造品を２工穆操作で作る：（１）押出プレフ
ォームをフラットダイ上でブロッキングし；（２）　　
ブロッカ−を鍛造して滓出リプ「十字」とする。ブロッ
キング押出は、鍛造操作における初期鍛造工程に対応す
る。直径約１２．７０ｍｘ約９．３３５　ａｒｎ　（５
インチＸ　３．６７５インチ〕の押出プレフォームを押
出方向にブロッキングして高さ約６．３５　ａｍ　（２
，５インチ）とする。ブロッカ−を、押出方向に垂直に
繰り返してプレスして対角線約１３．３４　Ｃｒｎ　（
５，２５インチ）ｌｋ有する高さ約６．３５　ａｍ　（
約２．５インチ）の八面体を形成することによって「角
に」する。フラットダイを約３１５℃（６００’Ｆ±２
５０　’Ｐ　）に保ち、セして遡滑剤を使用しない。押
出表面の粗さが、ブロッカ−操作時に亀！！？生じた。

ひどい弄面欠陥を有するプレフォームは、ブロッキング
前に研削されており、そして押し出したままの表面より
も亀裂を生ずる傾向が低かった。ブロッカ−亀裂も高い
鍛造速度のため生じ、ブロッキング速度ヲ５０．８〜６
３．５Ｃ］１ｏ（２０〜２５インチ）７分から１２．７
　ａｍ　（５インチ）７分に下げることを必要とした。

１５００　）ンの完全プレスを利用して、すべての十字
を３７０℃（７００°Ｆ）において一定のダイ温度３１
５℃（６００１”　）、プレス速度１２．７　ｅｍ　（
５インチ）７分で最終鍛造する。ダイをウィズロウ・エ
イ・ペースト（Ｗｉｔｈｒｏｗ　−Ａ　−Ｐａ５ｔｅ　
：　　アーサー・シー・ウィズロウ・カンパニーの黒鉛
型製品の潤滑剤）と鉱油との１＝３混合物で淵滑した。

許容可能な外観の十字を各材料から鍛造した。ブロッカ
−亀裂の大抵の問題は、表面欠陥のためであるらしい。

十字内の若干の亀裂は、ブロッカ−内のわずかな亀裂に
関連した。本発明の各種のアルミニウム合金の場合の押
出温度、ブロッカ一温度、鍛造温度および「鍛造したま
まの」硬さを表■に記録する。

表ｍ ３７０℃（７００’Ｆ　）で押し出され、ブロッキング
され、かつ鍛造された合金以外は、４Ｍｇ−１，５Ｌｉ
合金のすべては、ＲＢ７８よりも大きい「鍛造したまま
の」硬さを有し、そしてこれらの鍛造品においてはＲ３
３７８以上の硬さはＹＳ　４１０　ＭＰａ　（６０ｋａ
ｉ）以上と相関することが確認された。従って、３７０
”Ｃ（７００１″）で押し出されかつ２６０℃（５００
下〕でブロッキングされた合金は、標的鍛造ＹＳ要件４
１０　ＭＰａ　（６０ｋａｉ）を満たすであろうと推論
できる。

組成４Ｍｇ−１，７５Ｌｉおよび２　Ｍｇ　−２Ｌｉ　
の「鍛造したままの」硬さは、時効化処理によって改善
され得る。２Ｍｇ−２Ｌｉは、４Ｍｇ−１，７５Ｌｉ合
金よりもゆっくりと時効化する。

例４ 本例は、異なる２点で試験された十字型鍛造品の押出、
ブロッキング、鍛造および／または時効化状態における
本発明の各種のＡニーＭｇ　−Ｌｉ合金の引張特性を例
示する。

押出、ブロッキング、鍛造および／または時効化状態に
おけろ本質上例１に記載の種類の各種のＡＩ　−Ｍｇ　
−Ｌｉ合金の引張特性を表りに与える。ブロッキングお
よび鍛、造条件、即ちそれぞれ「ブロッキング温度」お
よび「鍛造温度」は、十字型鍛造品を形成する例３に与
えられた２工程の温度を倉味する。すべての試験を十字
のリプ部分において行う。引張試料のテンパーの鍵（Ｔ
ＰＲ）は、次の通りである。ｌ−押し出したまま、２−
ブロッキングしたまま、３−「鍛造したまま」、４−鍛
造し、そして４８０℃（９００°Ｆ）で２時間溶体化処
理し、水で急冷しく−）、次いで１２５℃（２５５下）
で２時間時効化したも・の、そして５−　ＴＰＲ４にお
けるように溶体化処理するが、１５０℃（３００°Ｆ）
で３時間時効化したもの；　Ｍｏａ−ヤング高。各種の
テンパーおよび配向においてペースＣＢ）またはリプ（
Ｒ）部分のいずれかの上の二重反復の一連の鍛造十字形
鍛造品の場合に異なる試験装置で得られた引張特性を、
表Ｖに与える。

表■の参照は、次のことを示す。

２６０℃（５００℃）で押し出され、２６０℃（５００
ν）でブロッキングされ、かつ３７０℃（７００°Ｆ）
で鍛造された非熱処理性ムユー４Ｍｇ−１，５Ｌｉ合金
は、ＹＳ　４４４　ＭＰａ　（６４，４ｋｓｔｉ　）、
０Ｔ８（極限引張強さ）　５１８　ＭＰａ　（７５，２
ｋａｉ　）およびｆｉユ（破壊点伸び）　１１　％を有
する。「押し出したままのもの」のＹ日４７７　ＭＰａ
　（６９，３ｋｓｉ　）は、鍛造材料よりも高（。

一方「押し出したままのもの」の延性Ｅｌ　７　％はよ
り低い。２６０℃（５００ν）のブロッカ−の強度は、
鍛造強度よりも低い。３７０℃（７００°Ｆ）で押し出
され、２６０℃（５００’Ｐ　）でブロッキングされ、
かつ３７０℃（７００”Ｐ　）で鍛造された４Ｍｇ−１
，５Ｌｉ合金は、ＹＳ　４２４　Ｍｐａ　（６１，５ｋ
ａｉ　）を有ｊｂ。

試験された丁べての条件の場合に、２６０℃（５００下
〕で押し出された４　Ｍｇ−１，７５Ｌｉ合金は、４１
０ＭＰａ　（６０ｋｓｉ　）よりも大きいＹＳを有する
。溶体化処理および時効化は、ＹＳ４約５７２　ＭＰａ
　（８３ｋｓｉ〕に上げ、延性を「鍛造したまま」の状
態から正にわずかだげ減少する。２６０℃（５００°Ｆ
　）でブロッキングされた３７０℃（７００°Ｆ　）の
押出物も、降伏強さ５５１　ＭＰａ　（５Ｑ　１ｃｓ＋
ｉ　）に時効化できる（　ＴＰＲ纏４）。同一の時効化
処理の場合、３７０℃（７００ν）でブロッキングされ
た３７０℃（７００°Ｆ〕の押出物は、ＹＳ　５３７　
ＭＰａ　（７８ｋｓｉ　）を有する。

２６０℃（５００°Ｆ　）または３７０℃（７００ア）
のいずれかで押し出された２Ｍｇ−２Ｌｉ合金は、マグ
ネシウム４％を含有する合金よりも低い鍛造したままの
強度を有する鍛造品を生ずる。ＴＰＲ−５での時効化は
、３７０℃（７００°Ｆ）でブロッキングされた２６０
℃（５００°Ｆ　）および３７０℃（７００°Ｆ）の押
出物の場合にそれぞれＹＳ　？：５３０　ＭＰａ　（７
７ｋｓｉ　）および５０２　ＭＰａ　（７３ｋｓｉ　）
に増大する。

試験は、最終鍛造品の強度を最大限にするためには機械
的合金化ＡＸ　−Ｍｇ　−Ｌｉ合金を加工する際の押出
温度の重要性を寮証する。ブロッカ一温度は、鍛造強度
に対して二次的効果な有する。より低いブロッカ一温度
は、高強度をもたらす。材料が比較的低温で押し出され
、かつブロッキングされている限り、最終鍛造温度は、
それ程の重要性を有していないらしい。

表■およびＶにおける「鍛造したままの」縦試料の場合
のデータの比較は、異なる試験装置での結果の首尾一貫
性を示す。

−−へＣＱ　１６１−＋　ｍ膿　　　−−Ｎ曽！の韓啼
−−一へ曽曽Ｎ曽噂表Ｖ ＴＥ　　８Ｔ＋Ａ　６０．０７３．５１２．３表　Ｖ　
（続き） Ｔｋ　　ｌｊ’ｌ°十Ａ　　８４．０８７．２　３．９
表　Ｖ　（続き） ％　テンパー＝　Ｆ−鍛造したまま　３７Ｇ　’Ｃ（７
００°Ｆ）ＳＴ−溶体化処理　４９５℃（９２５’Ｆ　
）／１ｈｒ／ＷＱ。

ム一時効化　　１２５℃（２５５１’　）／１０ｈｒ／
ＡＯ例５ 本例は、「フック」型鍛造試料における本発明の分散強
化合金の引張特性を例示する。すべての材料を本質上例
１に示されたような押出ビレットとして製造した。

試験に使用される「フック」鍛造ダイセットは、高変形
第−プロッカーダイ、鍛造品のリプを上げる第ニブロッ
カーダイおよび最小変形を生ずるが部品内に最終公差を
達成する仕上ダイからなる。

この試験の場合、仕上ダイを使用するという時間および
費用を回避するために、鍛造品の評価を第ニブロッカー
後、即ち中間鍛造工程で行った＠第２図゛は、仕上「７
ツク」型鍛造品の平面図を示す。引張試験片を２側御組
で熱処理した。縦配向（Ｌ）および短い横−向（８Ｔ）
を示す。

表■は、４Ｍｇ　−１，５Ｌｉを含有する合金系の場合
の２つの状態、即ちＦ（鍛造したまま）およびＴ４（溶
体化処理し、そして自然に時効化）における鍛造品の２
方向の性質を示す。データは、Ｆ状態とＴ４状態との間
には結果の有意差がないことな示す。表■で示される最
良の性質は、試験１１即ち２６０℃（５００Ｆ　）の押
出温度および第一プロツカ一温度で加工された鍛造した
ままの状態の合金においてである。データは、強度が主
として押出温度によって制御され、そして副次的にブロ
ッカ一温度によって制御されることを確認する。

表■ ７００　　　６７５　　　６１０　　　８Ｔ　　　　Ｔ
４　　　５３，４　　６７．１　　１２　　２１ブロツ
キングされた鍛造物において４Ｍｇ−１，７５Ｌｉおよ
び２Ｍｇ−２Ｌｉを含有する合金について行われた同様
の試験は、Ｌｉ量が合金の強度面および時効化硬化面の
両方Ｋｌｉ著に影響することを示した。

「十字形ｊ鍛造品についての結果との比較は、加工条件
から生ずる合金の性質には本質上同一の傾向があること
を示す。

例６ 本例は、Ａｌ−４Ｍｇ−１，５Ｌｉ型の合金の鍛造試料
の引張特性に対する通常の鍛造ブックアイスの効果を例
示する。押出ビレットを例１に記載のような真空熱プレ
ス圧粉ビレットから製造する。圧粉ビレットを直径２７
．９　ｃｍ　（１１インチ）　〜９，５３　ａｍ　（３
王インチ）の棒から約３４３〜３７０℃（６５０〜７０
０Ｆ）の温度において剪断面ダイな通して押出ラム速度
的２．５ｍｍ／秒（Ｑ、１インチ／秒）、漏出圧力１１
００〜１６００　）ンにおいて押し出した。押出ライナ
ーを潤滑したが、ビレットを潤滑しなかった。

「フック」鍛造品を第一ブロッカ−において４２０’Ｃ
（７８８Ｆ）の温度、第ニブロッカーにおいて４８８℃
（８３８Ｆ　）の温度で作った。試験片についての各種
の位置での引張試験は、試験片が鍛造したままの状態に
おいて平均の性質、即ちＹＳ　３６８ＭＰａ　（５２，
７ｋｓｉ　）、ＵＴ８４７０　ＭＰａ　（６８，３ｋｓ
ｉ　）、Ｅｌ　１４．５％およびＲＡ１９．７％を有す
ることを示した。４８０℃（９ｏｏＦ）１時間の溶体化
処理状態／グリコール急冷状態においては、平均の性質
ハ、ＹＳ　３５２　ＭＰａ　（５１，５ｋａｉ　）、Ｕ
Ｔ８４６６　ＭＰａ　（６７，６ｋａｔ　）、８１１４
％およびＲＡ　１９．９％である。本例の方法は、合金
の潜在的最大強度を達成するのには有効ではない。

例７ 本例は、十字形鍛造品の引張特性に対する通常の鍛造プ
ラクティスの効果を例示する。４Ｍｇ−１，５Ｌｉ型の
合金の押出ビレットを例６に記載のように製造する。十
字形鍛造品の第一プロツカ一温度は、３７０℃（７００
Ｆ　）である。潤滑剤、即ちウィズロウ・エイ・ペース
ト／鉱油混合物を、各種の温度で行われる仕上鍛造にお
いて使用する。縦方向および横方向の仕上十字形鍛造品
の仕上鍛造温度および引張特性を表■に示す。本例の方
法は、合金の潜在的最大強度を達成するのには有効では
ない。

表■ ′８００５０．％６．２１１１６８ ００４９．８６５．８１１１１例 ８ 本例は、アルミニウム、リチウム、マグネシウム、ケイ
素、炭素および酸素からなり、そして炭素約１．１−１
，２チおよび酸素ｘｔ４未満を含有する本発明の分散強
化低密度合金を例示する。

表■に与えられる公称のマグネシウム、リチウムおよび
ケイ素含量を有するｌ！掴掴合合金化粉末製造する。す
べての押出ビレットを２６０℃（５００Ｆ）でラム速度
２５．４　ｃｍ　（１０インチ）７分において製造する
以外は、粉末を例１に本質上記載のように真空熱プレス
して圧粉ビレットとし、そして押し出す。押出ビレット
を２６０℃（５００Ｆ）で鍛造して本質上例５に記載の
ような「フックｊ型鍛造品を形放する。約５２０℃（９
７０Ｆ　）の温度での溶体化処理、水急冷、および約１
４５〜１７５℃（３００〜３４０　Ｆ　）での１８時間
までの時効化からなる時効化硬化処理を、鍛造品に施す
。

鍛造時効化硬化状態における本発明の合金は、高強度を
有し、合金の耐食性を有利に保存する。

増大された強度は、Ｍｇ２５１および／またはケイ化リ
チウムなどのケイ化物の沈殿のためであると信じられる
。

表■ Ｇ　　　４　１，５　０．５ Ｈ４１，５１，０ Ｉ　　　２　１．５　０゜５ Ｊ　　　２　１．５　１．０ Ｋ　　　２　２　０，５ Ｌ　　　２　２　　Ｃ０ 本発明は、好ましい具体例とともに記載されているが、
当業者が容易に理解するであろうように、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「十字」型鍛造品の平面図、第２図は「フック
」型鍛造品の平面図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、アルミニウム、リチウムおよびマグネシウムからな
   る分散強化低密度アルミニウム基合金（前記合金は機械
   的合金化法によって調製される前記合金の粉末から得ら
   れる）からなる鍛造品を得るにあたり、前記粉末を真空
   下で脱気しかつ圧粉して実質上完全密度の押出ビレット
   を得るのに十分な程高い密度を有する圧粉ビレットを得
   ；得られた圧粉ビレットを初期押出温度を超え約４００
   ℃（７５０°Ｆ）までの範囲の温度で押し出し（前記押
   出を潤滑下に円錐形ダイを通して行って実質上完全密度
   の押出ビレットを与える）；そして得られた押出ビレッ
   トを鍛造する〔前記の得られたビレットを約２３０℃（
   ４５０°Ｆ）〜約４００℃（７５０°Ｆ）の範囲内の濃
   度において少なくとも１回の第一鍛造処理に付し、但し
   強度を最大限にするために、押出が押出温度範囲の高温
   端で行われる時には鍛造を鍛造温度範囲の下端で行う〕
   ことからなる一連の工程からなることを特徴とする鍛造
   品の製造法。 ２、脱気工程および圧粉工程を、粉末を真空熱プレスす
   ることによって行う、特許請求の範囲第１項に記載の方
   法。 ３、脱気および圧粉を４８０℃（９００°Ｆ）〜５４５
   ℃（１０１５°Ｆ）の温度において行う、特許請求の範
   囲第１項に記載の方法。 ４、押出を約２６０℃（５００°Ｆ）の温度で行い、そ
   して前記鍛造を約２６０℃（５００°Ｆ）〜約３７０℃
   （７００°Ｆ）の範囲内の温度で行う、特許請求の範囲
   第１項に記載の方法。 ５、押出を約３７０℃（７００°Ｆ）の温度で行い、そ
   して前記鍛造工程を約２６０℃（５００°Ｆ）の温度で
   行う、特許請求の範囲第１項に記載の方法。 ６、押出を少なくとも２３０℃（４５０°Ｆ）の温度で
   行う、特許請求の範囲第１項に記載の方法。 ７、前記鍛造合金を時効化処理に付す、特許請求の範囲
   第１項に記載の方法。 ８、圧粉ビレットの押出を押出比少なくとも３：１で行
   う、特許請求の範囲第１項に記載の方法。 ９、前記分散強化合金が、重量比でリチウム約０．５〜
   約４％、マグネシウム約０．５〜約７％、ケイ素０〜約
   ４％、少量であるが強度の増大に有効な量から約５％ま
   での炭素、少量であるが安定性および強度の増大に有効
   な量から約１％までの酸素、および残部本質上アルミニ
   ウムからなり、前記合金が少量であるが強度および安定
   性の増大に有効な量から約１０容量％までのディスパー
   ソイド含量を有する、特許請求の範囲第１項に記載の方
   法。 １０、前記分散強化合金が、重量比でリチウム約１．５
   〜約２．５％、マグネシウム約２〜約４％および炭素約
   ０．５〜約２％および酸素約１％未満からなり、そして
   ディスパーソイド含量が約３〜６容量％であり、そして
   鍛造状態の前記合金が降伏強さ少なくとも約４１０ＭＰ
   ａ（６０ｋｓｉ）および伸び少なくとも３％を有する、
   特許請求の範囲第１項に記載の方法。 １１、分散強化合金が、ケイ素を含有する、特許請求の
   範囲第９項に記載の方法。 １２、重量比でリチウム約０．５〜約４％、マグネシウ
   ム約０．５〜約７％、ケイ素０〜約４％、少量であるが
   強度の増大に有効な量から約５％までの炭素、少量であ
   るが安定性および強度の増大に有効な量から約１％まで
   の酸素、および残部が本質上アルミニウムからなり、そ
   して少量であるが安定性および強度の増大に有効な量か
   ら約１０容量％までのディスパーソイド含量を有するこ
   とを特徴とする分散強化合金。 １３、重量比でＬｉ約１．５〜約２．５％、Ｍｇ約２％
   〜約４％、Ｃ約０．５〜約１．２％および少量であるが
   有効な量から約１％までのＯからなり、鍛造状態でＹＳ
   少なくとも４１０ＭＰａ（６０ｋｓｉ）および伸び少な
   くとも３％を有することを特徴とする分散強化機械的合
   金化アルミニウム基合金。 １４、リチウム含量が約２．５％であり、そして炭素含
   量が少なくとも１％である、特許請求の範囲第１３項に
   記載の分散強化機械的合金化アルミニウム基合金。 １５、リチウム含量が約２．５％であり、てして炭素含
   量が１％未満である、特許請求の範囲第１３項に記載の
   分散強化機械的合金化アルミニウム基合金。 １６、リチウム含量が約１．５％であり、マグネシウム
   含量が約４％である、特許請求の範囲第１３項に記載の
   分散強化機械的合金化アルミニウム基合金。 １７、リチウム含量が約１．７５％であり、マグネシウ
   ム含量が約４％である、特許請求の範囲第１３項に記載
   の分散強化機械的合金化アルミニウム基合金。 １８、リチウム含量が約２％であり、マグネシウム含量
   が約２％である、特許請求の範囲第１３項に記載の分散
   強化機械的合金化アルミニウム基合金。 １９、リチウム約０．５〜約４％、マグネシウム約０．
   ５〜約７％、ケイ素０〜約４％、少量であるが強度の増
   大に有効な量から約５％までの炭素、少量であるが安定
   性および強度の増大に有効な量から約１％までの酸素、
   および残部が本質上アルミニウムからなり、そして少量
   であるが安定性および強度の増大に有効な量から約１０
   容量％までのディスパーソイド含量を有することを特徴
   とする、分散強化機械的合金化アルミニウム基合金。 ２０、ケイ素含量が約０．２〜約２％である、特許請求
   の範囲第１９項に記載の分散強化機械的合金化アルミニ
   ウム基合金。 ２１、ケイ素含量が約０．５〜約１．５％である、特許
   請求の範囲第１９項に記載の分散強化機械的合金化アル
   ミニウム基合金。 ２２、炭素含量が約２％までである、特許請求の範囲第
   １９項に記載の分散強化機械的合金化アルミニウム基合
   金。