JP2002508446A - ２０００系アルミニウム合金 - Google Patents

２０００系アルミニウム合金

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JP2002508446A JP2000539183A JP2000539183A JP2002508446A JP 2002508446 A JP2002508446 A JP 2002508446A JP 2000539183 A JP2000539183 A JP 2000539183A JP 2000539183 A JP2000539183 A JP 2000539183A JP 2002508446 A JP2002508446 A JP 2002508446A
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Abstract

(57)【要約】 本発明はアルミニウム協会が定めた２０００系アルミニウム合金のうちの高純度Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の硬度に制御された合金組成関係に関し、これにおいてかなりの向上が平面歪みによる破壊靭性、平面応力による破壊靭性、破壊寿命、および疲労亀裂の成長に対する抵抗性に現れている。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】 本発明は、翼および構造手段として使用される２０００系合金プレートを、航
空宇宙での応用例に使用することに関する。
【０００２】 アルミニウム合金に与えられる要求は、航空宇宙工業分野で製造される新規の
航空機シリーズの各々でますます厳しくなってきている。飛行距離を伸ばし、ま
た燃料の節減、エンジンに対する要求、および航空機の軽量化で達成できるその
他の経済性を実現するために、航空工業分野で建造される航空機の重量を減少で
きるように従来世代の合金よりも強く、靭性に優れたアルミニウム合金の提供が
推進される。この探求は、疑う余地無く、航空工業の分野に空気よりも軽い高靭
性で高強度のアルミニウム合金を提供することである。
【０００３】 米国特許第５２１３６３９号は、良好な強度レベルにあって靭性レベルと疲労
亀裂の成長に対する抵抗レベルとの改良されたアルミニウム製品を形成する２０
００系合金を提供する発明である。本明細書で援用する該特許明細書に詳しく説
明されているように、アルミニウム合金の処理においてしばしば同時に満たし得
ない幾つかの条件の取捨（トレード・オフ）が行われており、１つの特性を妥協
することなく合金の製造処理を或る程度変更して他の特性を高めることは困難で
ある。例えば強度を高めるために合金の熱処理またはエイジングを変化させると
、靭性レベルは低下する。アルミニウム合金に係わる当業者にとって、他の特性
を低下させることなく、したがってその合金が意図された目的に関して望ましく
ない合金となすことなく、１つの特性を変化させることのできることが最終的な
望みである。
【０００４】 航空宇宙用の構造製品において、破壊靭性、疲労開始に対する抵抗性、および
疲労亀裂の成長に対する抵抗性のような破壊耐性（ｆｒａｃｔｕｒｅ ｓｅｎｓ
ｉｔｉｖｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ）は、第２相（ｓｅｃｏｎｄ ｐｈａｓｅ）
成分の存在によって悪影響を受ける。これは、使用時にその第２相成分すなわち
粒子に荷重が集中して生じる応力に関係する。或る種の航空宇宙用の合金は破壊
耐性を向上させるために高純度卑金属の使用が組合わされているが、それらの特
性の特徴は、航空工業分野で標準と考えられる２３２４−Ｔ３９のような翼下面
の表面プレート合金に所望される値、特に破壊靭性、には僅かに及ばない。これ
は、高純度卑金属の使用自体が合金に最大限の破壊抵抗性および疲労抵抗性を与
えるのに十分でないことを示している。
【０００５】 それ故に本発明は、平面歪みおよび平面応力のふ破壊靭性を含んで成る群から
選ばれた特性の向上、疲労寿命の延長、疲労亀裂の成長に対する抵抗性の向上、
およびそれらの組合わせを提供する。これらは全て航空宇宙用合金に望ましい特
性である。本発明の実施においてこの合金は、最高限の熱処理温度を使用する一
方で、合金の溶融が開始するのを防止して、バランスのとれた組成制御を得る方
法が組合わされる。高純度卑金属の使用と、経験的に導き出された方程式による
システム的な計算とを実施することにより、主合金元素の最適レベルが決定され
る。したがって、鉄およびけい素、ならびに主合金元素である銅およびマグネシ
ウムから誘導される成分の全体的な体積画分は、或る組成閾値以下に保持される
。
【０００６】 上述の特性を全面的に増大させることは、それらの特性が本発明の実施によっ
て一貫して得られるという理由により、航空宇宙工業において面を別々に設計で
きるようにする。本発明の合金は旅客飛行機および貨物飛行機の製造に有用であ
り、また特に翼下面におけるように使用時に引張り荷重を支持する航空宇宙製品
の構造部材として有用となることが見い出される。
【０００７】 本発明は、約３．６０〜４．２５重量％の銅、約１．００〜１．６０重量％の
マグネシウム、約０．３０〜０．８０重量％のマンガン、０．０５重量％以下の
けい素、０．０７重量％以下の鉄、０．０６重量％以下のチタン、０．００２重
量％以下のベリリウム、および残部のアルミニウムおよび不可避元素および不純
物を含んで成るような、アルミニウム協会が定めた２０００系組成のアルミニウ
ム合金に関する。この組成は、３．８５〜４．０５重量％の銅、０．２５〜１．
４５重量％のマグネシウム、０．５５〜０．６５重量％のマンガン、０．０４重
量％以下のけい素、０．０５重量％以下の鉄、０．０４重量％以下のチタン、０
．００２重量％以下のベリリウム、残部のアルミニウムおよび不可避元素および
不純物を含む組成で得るのが好ましい。合金組成の範囲を引用するとき、この範
囲は全ての中間重量％値を含み、例えばマグネシウムに関して１．００重量％は
１．０１または１．００１重量％を含み、また１．６０１から１．６４９重量％
までを含む。この増分的な開示は、本発明の合金の各成分を含む。好ましいＣｕ target 組成は約１．４．０５重量％〜約４．２８重量％の組成で、これに関連し
てＭｇtarget組成は約１．２５〜約１．４０重量％であり、残る他の組成は先に
挙げた組成と同じである。
【０００８】 本発明の実施において、熱処理温度Ｔmaxは合金の最低溶融開始温度よりも安 全な範囲で低くされるが、できるだけ高い温度となるように制御されねばならず
、約５０２゜Ｃ（９３５゜Ｆ）である。観察する改善は平面歪みおよび平面応力
の破壊靭性、破壊に対する抵抗性、および破壊亀裂の成長に対する抵抗性、およ
びそれらの組合わせを含んで成る群から選ばれ、その一方において強度は基本的
に保持されるのであり、これは組成を制御してＦｅおよびＳｉから誘導される第
２相粒子およびＣｕおよび（または）Ｍｇから誘導される第２相粒子が熱処理時
に実質的に排除されるように保証することで達成される。Ｆｅを支持する第２相
粒子はＦｅ含有量の低い高純度卑金属を使用することで最少限に抑えられる。Ｆ
ｅおよびＳｉは全く含まれないのが望ましいが、その市販費用に関係することか
ら、上述した好ましい組成範囲によるＦｅおよびＳｉ成分が本発明の目的に関し
て許容される。
【０００９】 合金の破壊靭性は、予め生じた亀裂または亀裂状のキズの存在によって急激に
破壊が進むことに対する耐久性の評価値である。平面歪み破壊靭性ＫＩｃは平面
歪みが優勢な応力状態にある厚いプレート部分の破壊靭性の評価値である。見か
けの破壊靭性Ｋappは平面応力、または平面応力と平面歪みとの組み合わせが優 勢な応力状態にある薄い部分の破壊靭性の評価値である。本発明の合金は、対比
合金２３２４−Ｔ３９に比べて厚い部分および薄い部分の両方において急激破壊
により破損することなく大きな亀裂に耐えることができる。これに代えて、本発
明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて一層大きい作動応力のもとで破損を生じな
いで同じ亀裂寸法を許容することができる。
【００１０】 本発明の合金で観察される改善を航空機製造元で利用できる１方法は、検査間
隔を長くすることで運転費用および航空機の運転不可能時間を減少させることで
ある。部材の初期すなわち限界検査（ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ ｉｎｓｐｅｃｔｉｏ
ｎ）に対する飛行サイクル数は、主として合金の疲労開始に対する抵抗性、およ
び低ΔＫの応力度因子範囲での疲労亀裂伝播に対する抵抗性に依存する。本発明
の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて限界検査間隔を延長させることのできる両特
性で改善されることを示している。検査を繰り返さなければならない飛行サイク
ル数、すなわち繰り返し検査間隔は、中〜高ΔＫでの合金の疲労亀裂伝播に対す
る抵抗性、および破壊靭性によって決まる限界亀裂長さに依存する。再び述べる
が、本発明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて繰り返し検査間隔を延長させるこ
とのできる両特性が改善されることを示している。
【００１１】 航空機製造元で本発明の合金における改善を利用できる付随的な方法は、同じ
検査間隔を維持する一方において運転応力を増大し、および航空機重量を減少さ
せることである。重量減少は、燃料交流の増大、貨物および旅客の容量の増大、
および（または）航空機の飛行距離の増大をもたらす。
【００１２】 図５は温度４８８゜Ｃ（９１０゜Ｆ）、４９３゜Ｃ（９２０゜Ｆ）および４９
８゜Ｃ（９３０゜Ｆ）に関するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属の計算した等温部分のプ
ロットを示している。これらにおいて４９８゜Ｃ（９３０゜Ｆ）のプロットだけ
が全ての相境界線を示している。図面を明瞭にするために、また２０００系アル
ミニウム合金の組成が導かれる様子をよく理解できるようにするために、他の相
境界線は省略されている。この等温部分は、この合金系に関する異なる温度およ
び組成で共存している異なる相フィールドを示している。
【００１３】 例えば４９８゜Ｃ（９３０゜Ｆ）の等温部分に関して、ＭｇおよびＣｕの組成
領域は４つの相フィールドに分割されている。これらの領域は線ａおよびｂによ
り境界された左側の単相アルミニウムマトリックスフィールド（Ａｌ）と、線ａ
およびｃで境界されたＡｌとＳ（Ａｌ2ＣｕＭｇ）とで成る二相フィールド即ち 二相領域と、線ｂおよびｄで境界されたＡｌとθ（Ａｌ2Ｃｕ）とで成る二相フ ィールドと、線ｃおよびｄで境界されたＡｌ、Ｓおよびθとで成る三相フィール
ド即ち三相領域とである。
【００１４】 これらの線図は、ＣｕおよびＭｇの組成ボックスすなわち限界と、Ａｌマトリ
ックスの単相フィールドの内側に位置する合金組成の理想とする溶体化処理（Ｓ
ＨＴ）温度を定める助けを成す。図５はまた温度が下がったとき、４９３゜Ｃ（
９２０゜Ｆ）および４８８゜Ｃ（９１０゜Ｆ）の相境界線に比べてＣｕおよびＭ
ｇ組成に対してＡｌ単相フィールドが次第に収縮することも示している。これは
、合金を高温度で処理することで元素の固溶度（ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ）が高ま
ることを示している。
【００１５】 上述したように、アルミニウムマトリックスの単相フィールド内となるように
等温プロットの定められた限界内に本発明の組成を制限することが重要である。
これらのプロットで示されるように組成は有効な組成として定められる。実際に
合金を形成するターゲットとする組成は、この有効組成とは異なり得る。何故な
ら、高温度ではＣｕの元素組成の一部がＦｅおよびＭｎとの反応に利用され、Ｍ
ｇの元素組成の一部がＳｉとの反応に使用され得るのであって、これらは意図さ
れた合金形成の目的のために後で利用できないからである。これらの量は、図５
の等温プロットにおけるように平衡線図で考慮するにより、必要な有効組成レベ
ルと成すために不可欠の余剰量を追加して与えられる。例えば、図５を参照すれ
ば、４９５．５゜Ｃ（９２５゜Ｆ）の単相フィールド内に残っている１．４５重
量％のＭｇに対する最大Ｃｕ量は、３．４２重量％のＣｕである。これは、強化
するためにＭｇと合金化されて使用することのできるＣｕ量である有効Ｃｕ、す
なわちＣｕeffと定義される。ＦｅおよびＭｎとの反応で失われる一部のＣｕ量 を説明するために、全Ｃｕ、すなわち要求されるＣｕtargetは次式で計算される
。 Ｃｕtarget＝Ｃｕeff＋０．７４（Ｍｎ−０．２）＋２．２８（Ｆｅ −０．００５） Ｃｕtarget＝３．４２＋０．４０＝３．８２ これは０．０５Ｆｅレベルで、Ｍｎ＝０．６０に関する。 Ｃｕtarget＝３．８５重量％は、Ｔmax＝４９５．５゜Ｃ（９２５゜Ｆ）で得ら れる。したがって４９５．５゜Ｃ（９２５゜Ｆ）で熱処理されたこの例の全組成
ターゲットは、０．０２重量％のＳｉ、０．０５重量％のＦｅ、３．８５重量％
のＣｕ、１．４５重量％のＭｇ、０．６０重量％のＭｎ、残部のＡｌおよび不可
避元素および不純物となる。これは、図５の組成ボックスの「Ｗ」角位置を定め
る。
【００１６】 第２例として、異なる１．３５重量％のＭｇtargetと、４９８゜Ｃ（９２０゜
Ｆ）に等しいＴmaxを選ぶことで、対応する組成ターゲットは０．０２重量％の Ｓｉ、０．０５重量％のＦｅ、３．９２重量％のＣｕ、１．３５重量％のＭｇ、
０．６０重量％のＭｎ、残部のＡｌおよび不可避元素および不純物となる。これ
は組成ボックスの中央近くの組成を定める。
【００１７】 適当なＣｕtargetを見い出すためにＭｇtargetの重量％を選べるのとまさに同
じように、合金組成に対して与えられる最大Ｍｇ量を定めるためにＣｕtargetを
選ぶことで、逆の決定が可能となる。このようにして、好ましいＣｕおよびＭｇ
の組合わせに関する組成ボックスを、最大一定重量％０．０５のＦｅ、０．０２
重量％のＳｉおよび０．６重量％のＭｎの場合に関して準備することができる。
これはＷ，Ｘ，Ｙ，Ｚの４点で定められた四角いボックスとして図中に重ね合わ
されている。この組成ボックスは約４８８゜Ｃ（９１０゜Ｆ）〜４９８゜Ｃ（９
３０゜Ｆ）の間に溶体化処理の温度範囲を有する。
【００１８】 所定の溶体化処理温度に関するＷ，Ｘ，Ｙ，Ｚの４点ボックス内の合金は、最
終合金製品中に第２相粒子がほとんど、または全く存在しないようにするために
選べる。
【００１９】 或る程度において上述の四角ボックスは拡縮（ｂｒｅａｔｈｅ）できる。これ
は、少なくとも０．０２未満、０．０３または０．０４重量％のようなけい素含
有量の減少によって、僅かな境界拡大が行われ得ることを意味する。発明者は以
下の考えに捕らわれることを望まないが、そのような最少レベルにまでけい素が
減少することにより、反応生成物としてのけい化マグネシウムはその最少量にお
いて作られる、すなわちこの反応生成物は実質的に簡単に制限されると考えられ
る。これが生じると、溶融開始温度は通常の最低溶融開始温度より高い温度にま
で上昇する。この温度上昇は溶質濃度の上昇を可能にし、これは本明細書で説明
する重要な特性を積極的に向上させる。このようなけい化マグネシウムの反応生
成物が減少する結果として、到達最高温度の上昇が実現できる。この最高温度は
摂氏で約０．５６、１．１１、１．６７、２．２２、または２．７８゜（華氏で
１、２、３、４、または５゜）ほど上昇される。これが生じると、Ｗ，Ｘ，Ｙ，
Ｚの４点ボックスは摂氏で０．５６〜２．７８゜（華氏で１〜５゜）ほど境界線
を超えて拡大される。
【００２０】 この反復法で組成限界を定めることにより、適当な処理により所望される強度
目標に達することができた。しかしながら驚くべきことは、いかなる強度の妥協
もすることなく破壊脆性および疲労特性の両方において大きな改善も得られたこ
とであり、この改善は従来この合金群に見られることがなかったのである。一般
にこの分野の当業者は認識しているように、アルミニウム合金の組成を調整する
場合には、一つの特性が得られると、通常のもとでは他の特性が悪影響を受けて
しまう。これは、本発明のもとでは起きていない。
【００２１】 図１は本発明の特性に対して２３２４−Ｔ３９の特性を概略対比して示してい
る。留意すべきは、平面歪み破壊靭性の評価値であるＫＩｃは２１．６％ほど向
上され、平面応力破壊靭性の評価値であるＫappは９．２％向上された。Ｓ／Ｎ 疲労抵抗性は７．７％向上され、疲労亀裂の成長速度は１２．３％減少された。
最後の特性の減少は向上と定義され、全体にわたって２３２４−Ｔ３９合金と相
似した特性を有している。他のいずれの特性も本発明の合金で低下されることは
なく、４つの主特性においてかなり向上されたことが留意される。いずれにして
も本発明では、特性の各々において従来合金の標準とされる２３２４−Ｔ３９合
金より５％または５．５％を超える、好ましくは６％または６．５％を超える、
最も好ましくは７％または７．５％すら超える最少限の向上が認められる一方、
同じ調質処理のもとで基本的に一定した高レベルの降伏強さが維持された。
【００２２】 図４は降伏強さに対するＫapp破壊靭性のプロット図である。これは合金の薄 い部分に関する破壊靭性の評価値である。本発明の合金は、降伏強さに悪影響を
及ぼすことなく対比合金を上回る著しく増大された破壊靭性を示している。留意
すべきは、本発明の合金の試料バッチはこの合金類に関するＫapp破壊靭性に対 する高い特性幅を確立したように見なせる。
【００２３】 合金のＳ／Ｎ疲労曲線は、付加された応力レベルにおける疲労亀裂の開始すな
わち形成に対する抵抗性の評価値である。本発明の合金および２３２４−Ｔ３９
に関するこのＳ／Ｎ疲労曲線は、２３２４−Ｔ３９よりも本発明の合金における
方が所定の応力レベルにおいて亀裂の開始に一層多数の荷重付加サイクル数を必
要とすることを示している。この代わりに本発明の合金は、２３２４−Ｔ３９と
同じ疲労開始に対する抵抗性を与えるならば一層大きな作動応力を受けることが
できる。
【００２４】 本発明の合金および２３２４−Ｔ３９における疲労亀裂の成長曲線が図３に示
されている。合金の疲労亀裂の成長曲線は、線形弾性応力度因子の範囲、すなわ
ちΔＫによって表される付与荷重に対する亀裂成長速度すなわちｄａ／ｄＮでの
既存の疲労亀裂の伝播に対する抵抗性の評価値である。所定のΔＫでの遅い亀裂
成長速度は、疲労亀裂伝播に対する抵抗性が大きいことを示す。本発明の合金は
、疲労亀裂成長曲線の低〜中部分の所定のΔＫにおいて、２３２４−Ｔ３９より
も低い疲労亀裂成長速度を示している。これは、初期の小さい亀裂または亀裂状
のキズから限界亀裂長さとなるまで亀裂が伝播するのに要する荷重付与回数が２
３２４−Ｔ３９よりも本発明において大きいことを意味する。この代わりに本発
明の合金は、２３２４−Ｔ３９と同じ疲労亀裂伝播に対する抵抗性を与えるなら
ば、一層大きな作動応力を受けることができる。
【００２５】 本発明の合金に見られる改善が航空機製造元で利用できる１方法は、検査間隔
を長くすることで運転費用および航空機の運転不可能時間を減少させることであ
る。部材の初期すなわち限界検査に対する飛行サイクル数は、合金の疲労開始に
対する抵抗性、および低ΔＫでの疲労亀裂伝播に対する抵抗性に依存する。本発
明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて限界検査間隔を延長させることのできる両
特性で改善されたことを示している。例えばねΔＫ＝５ｋｓｉ√インチの低応力
度因子範囲では、２３２４のｄａ／ｄＮは１．７６×１０-7インチ／サイクルで
あるのに対し、本発明の合金では１．２６×１０-7インチ／サイクルであり、２
８％の亀裂成長速度の減少を示している。検査を繰り返さなければならない飛行
サイクル数、すなわち繰り返し検査間隔は、中〜高ΔＫでの合金の疲労亀裂伝播
に対する抵抗性、および破壊靭性によって決まる限界亀裂長さに主として依存す
る。再び述べるが、本発明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて繰り返し検査間隔
を延長させることのできる両特性が改善されることを示している。例えば、ΔＫ
＝１４．３ｋｓｉ√インチの中応力度因子範囲では、２３２４の亀裂成長速度ｄ
ａ／ｄＮは１．３９×１０-5インチ／サイクルであるのに対し、本発明の合金で
は９．３７×１０-5インチ／サイクルであり、３３％の亀裂成長速度の減少が示
されている。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の合金の特性に対して、２３２４−Ｔ３９プレートを比較して示してい
る。
【図２】 破損に至るサイクル数に対する最大応力がプロットされて２３２４−Ｔ３９合
金と比較した本発明の合金のＳ／Ｎ疲労に対する抵抗性の改善を示している。
【図３】 ΔＫに対してｄａ／ｄＮをプロットして示された本発明の合金の疲労亀裂の成
長に対する抵抗性の向上を示している。
【図４】 Ｋapp破壊靭性に対する降伏強さのプロットを示している。
【図５】 ４８８゜Ｃ（９１０゜Ｆ）、４９３゜Ｃ（９２０゜Ｆ）および４９８゜Ｃ（９
３０゜Ｆ）に関するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属の等温部分のプロットを示す相線図
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ， ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ) ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ， ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，Ｄ Ｋ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ， ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，Ｌ Ｔ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ， ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，Ｕ Ａ，ＵＧ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者 チャクラバルティ、ドフルバ、ジェイ アメリカ合衆国 ペンシルバニア、アルコ ア センター、テクニカル ドライブ 100 (72)発明者 ウェスタールンド、ロバート、ダブリュ アメリカ合衆国 アイオワ、ダベンポー ト、ピー、オー、ボックス 3567 (72)発明者 ブレイ、ゲーリー、エイチ アメリカ合衆国 ペンシルバニア、アルコ ア センター、テクニカル ドライブ 100 (72)発明者 ソム、ターランス、エヌ アメリカ合衆国 アイオワ、ダベンポー ト、ピー、オー、ボックス 1567

Claims (20)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 約３．６０〜４．２５重量％の銅、約１．００〜１．６０重
    量％のマグネシウム、約０．３０〜０．８０重量％のマンガン、約０．０５重量
    ％以下のけい素、約０．０７重量％以下の鉄、約０．０６重量％以下のチタン、
    約０．００２重量％以下のベリリウム、残部がアルミニウムおよび不可避元素お
    よび不純物を含んで成る２００系アルミニウム合金であって、Ｔmax熱処理が所 定の２０００系合金組成の最低溶融開始温度以下であり、Ｃｕtargetが次式で形
    成され、 Ｃｕtarget＝Ｃｕeff＋０．７４（Ｍｎ−０．２）＋２．２８（Ｆｅ −０．００５） 前記合金は降伏強さを維持しており、また平面歪み破壊靭性ＫＩｃ、平面応力破
    壊靭性Ｋapp、Ｓ／Ｎ疲労に対する抵抗性、疲労亀裂の成長速度およびそれらの 組合わせを含む群から選ばれた幾つかの特性に関して、前記合金は標準とされる
    ２３２９−Ｔ３９合金の平均値に比べて最少限で５％向上されている２０００系
    アルミニウム合金。
  2. 【請求項２】 図５に定義されるようなＷ、Ｘ、Ｙ、Ｚの４点で形成された
    ボックス内の組成を含み、各組成の角点でのＴmaxが大体Ｗ＝４９５．５゜Ｃ（ ９２５゜Ｆ）、Ｘ＝５００゜Ｃ（９３３゜Ｆ）、Ｙ＝４９２゜Ｃ（９１７゜Ｆ）
    、およびＺ＝４８７゜Ｃ（９０９゜Ｆ）で、Ｃｕtargetが次式、すなわち Ｃｕtarget＝Ｃｕeff＋０．７４（Ｍｎ−０．０３）＋２．２８（Ｆｅ −０．００５）
    で定められる２０００系アルミニウム合金。
  3. 【請求項３】 Ｃｕtarget組成が約４．０５〜約４．２８重量％、Ｍｇtarg et が約１．２５〜約１．４０重量％である請求項１に記載された２０００系アル
    ミニウム合金。
  4. 【請求項４】 前記最少限の向上が５．５％である請求項１に記載された２
    ０００系アルミニウム合金。
  5. 【請求項５】 前記最少限の向上が６％である請求項１に記載された２００
    ０系アルミニウム合金。
  6. 【請求項６】 前記最少限の向上が６．５％である請求項１に記載された２
    ０００系アルミニウム合金。
  7. 【請求項７】 前記最少限の向上が７％である請求項１に記載された２００
    ０系アルミニウム合金。
  8. 【請求項８】 前記最少限の向上が７．５％である請求項１に記載された２
    ０００系アルミニウム合金。
  9. 【請求項９】 前記合金が航空宇宙用製品の構造部材である請求項１に記載
    された２０００系アルミニウム合金。
  10. 【請求項１０】 前記合金が翼下面の一部である請求項１に記載された２０
    ００系アルミニウム合金。
  11. 【請求項１１】 前記合金は降伏強さを維持し、また平面歪み破壊靭性ＫＩ
    ｃ、平面応力破壊靭性Ｋapp、Ｓ／Ｎ疲労に対する抵抗性、疲労亀裂の成長速度 、およびそれらの組合わせを含んで成る群から選ばれた同じ特性に関して標準と
    される２３２４−Ｔ３９合金の平均値に比べて最少限で５％向上されている請求
    項２に記載された２０００系アルミニウム合金。
  12. 【請求項１２】 前記合金は降伏強さを維持し、また平面歪み破壊靭性ＫＩ
    ｃ、平面応力破壊靭性Ｋapp、Ｓ／Ｎ疲労に対する抵抗性、疲労亀裂の成長速度 、およびそれらの組合わせを含んで成る群から選ばれた同じ特性に関して標準と
    される２３２４−Ｔ３９合金の平均値に比べて最少限で５．５％向上されている
    請求項２に記載された２０００系アルミニウム合金。
  13. 【請求項１３】 前記合金は降伏強さを維持し、また平面歪み破壊靭性ＫＩ
    ｃ、平面応力破壊靭性Ｋapp、Ｓ／Ｎ疲労に対する抵抗性、疲労亀裂の成長速度 、およびそれらの組合わせを含んで成る群から選ばれた同じ特性に関して標準と
    される２３２４−Ｔ３９合金の平均値に比べて最少限で６％向上されている請求
    項２に記載された２０００系アルミニウム合金。
  14. 【請求項１４】 前記合金は降伏強さを維持し、また平面歪み破壊靭性ＫＩ
    ｃ、平面応力破壊靭性Ｋapp、Ｓ／Ｎ疲労に対する抵抗性、疲労亀裂の成長速度 、およびそれらの組合わせを含んで成る群から選ばれた同じ特性に関して標準と
    される２３２４−Ｔ３９合金の平均値に比べて最少限で６．５％向上されている
    請求項２に記載された２０００系アルミニウム合金。
  15. 【請求項１５】 前記合金は降伏強さを維持し、また平面歪み破壊靭性ＫＩ
    ｃ、平面応力破壊靭性Ｋapp、Ｓ／Ｎ疲労に対する抵抗性、疲労亀裂の成長速度 、およびそれらの組合わせを含んで成る群から選ばれた同じ特性に関して標準と
    される２３２４−Ｔ３９合金の平均値に比べて最少限で７％向上されている請求
    項２に記載された２０００系アルミニウム合金。
  16. 【請求項１６】 前記合金は降伏強さを維持し、また平面歪み破壊靭性ＫＩ
    ｃ、平面応力破壊靭性Ｋapp、Ｓ／Ｎ疲労に対する抵抗性、疲労亀裂の成長速度 、およびそれらの組合わせを含んで成る群から選ばれた同じ特性に関して標準と
    される２３２４−Ｔ３９合金の平均値に比べて最少限で７．５％向上されている
    請求項２に記載された２０００系アルミニウム合金。
  17. 【請求項１７】 前記合金が航空宇宙用製品の構造部材である請求項２に記
    載された２０００系アルミニウム合金。
  18. 【請求項１８】 前記合金が翼下面の一部である請求項１に記載された２０
    ００系アルミニウム合金。
  19. 【請求項１９】 けい素が約０．０４重量％未満のときに前記Ｔmaxが摂氏 で約０．５６、１．１１、１．６７、２．２２、または２．７８゜（華氏で１、
    ２、３、４、または５゜）上昇される請求項２に記載された２０００系アルミニ
    ウム合金。
  20. 【請求項２０】 けい素が約０．０３重量％未満のときに前記Ｔmaxが摂氏 で約０．５６、１．１１、１．６７、２．２２、または２．７８゜（華氏で１、
    ２、３、４、または５゜）上昇される請求項２に記載された２０００系アルミニ
    ウム合金。
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