JP2007509230A - リチウムが補助的に添加されたアルミニウム−銅−マグネシウム合金 - Google Patents

Abstract

【課題】高い破壊靱性、高強度及び優れた疲労亀裂進展抵抗性を有し、航空機での適用に有用なアルミニウム合金を提供すること。
【解決手段】アルミニウム合金は、補助的に添加されたリチウムを含むアルミニウム−銅−マグネシウム合金である。この合金組成物は、約３〜約５重量％のＣｕ、約０．５〜約２重量％のＭｇ、及び約０．０１〜約０．９重量％のＬｉを含み、ＣｕとＭｇとの合計量は、アルミニウム合金の溶解限度未満に維持されている。
【選択図】図１

Description

本発明は、航空宇宙での応用において有用なアルミニウム合金に関し、より詳細には、破壊靱性と強度との協同が改善され、さらに疲労亀裂進展抵抗性が向上した、リチウムが補助的に添加されたアルミニウム−銅−マグネシウム合金に関する。

航空宇宙産業において、航空機の重量を低減するのに最も有効な方法の一つは、アルミニウム合金航空機の構築に使用されるアルミニウム合金の密度を低減することであるのは一般によく知られている。この要求から、最低密度の金属元素であるリチウムが、アルミニウム合金に添加されるようになった。２０９０及び２０９１などのアルミニウムアソシエーション合金は、約２．０重量％のリチウムを含有しており、これはリチウムを含まない合金に対して約７パーセントの軽量化にあたる。アルミニウム合金２０９４及び２０９５は、約１．２重量％のリチウムを含有している。別のアルミニウム合金、８０９０は、約２．５重量％のリチウムを含んでおり、これはリチウムを含まない合金に対してほぼ１０パーセントの軽量化にあたる。

しかしながら、比較的多量のリチウムを含有するこのような従来の合金の鋳造は困難である。さらに、かかる合金の、強度と破壊靱性との協同は最適といえない。従来のアルミニウム−リチウム合金には、強度が増大するにつれ破壊靱性が低減するという、相反する問題が存在している。

航空宇宙用アルミニウム合金の別の重要な特性は、疲労亀裂進展抵抗性である。例えば、航空機における耐損傷性の適用においては、疲労亀裂進展抵抗性の増加が望まれる。疲労亀裂進展抵抗性が良いというのは、亀裂の進展が遅いことを意味しており、このため、小さな亀裂が壊滅的伝搬に対して危機的な大きさになってしまう前に検出されうるので、飛行機の安全性が随分高くなる。さらに、亀裂の進展が遅いと、検査の間隔を長くできるということで、経済的な恩恵がもたらされうる。

従って、高い破壊靱性、高強度及び優れた疲労亀裂進展抵抗性を有し、航空機での適用に有用なアルミニウム合金が必要とされている。

本発明は、約３〜約５重量％の銅；約０．５〜約２重量％のマグネシウム；及び約０．０１〜約０．９重量％のリチウムを含むアルミニウム合金を提供する。銅及びマグネシウムの量が制御されたアルミニウム合金に、低レベルのリチウムを補助的に添加することにより、高い破壊靱性及び高強度で、従来技術のアルミニウム−銅−マグネシウム合金に対して同等または向上した疲労亀裂進展抵抗性も示す物質が提供されることが見出されている。本発明の特徴は、約３〜約５重量％のＣｕ、約０．５〜約２重量％のＭｇ、及び約０．０１〜約０．９重量％のＬｉを含むアルミニウム合金であって、Ｃｕ及びＭｇは総量で合金の溶解限度未満で合金中に存在するものを提供することにある。

本発明の上記特徴とその他の特徴は、以下の説明によってさらに明らかになるであろう。

本明細書中の合金組成の記載に関し、すべての参照値は、別記しない限り重量％のものである。数値範囲を言及している場合、この範囲は、言及した範囲の最小値と最大値との間のあらゆる数及び／または画分を含むと理解されるべきである。

本明細書における使用では、「約」の語は、合金化添加物の組成範囲または組成量を表すべく記載した場合、合金化添加物の実際の量が、当業者によって理解されるような標準的な作業の変動などの因子のために、意図される名目上の量から変わりうることを意味する。

「実質的に含有しない」の語は、合金組成物に、意図的に添加されたようなその成分が相当量含まれていることがないという意味であり、微量の偶発的要素及び／または不純物が望ましい最終品に混入し得ることは理解されるべきである。

「溶解限度」の語は、所定温度の合金中で固溶体のままであるアルミニウム合金になすことができる合金化添加物の最大量を意味する。例えば、Ｃｕ及びＭｇの総量に関する溶解限度とは、所定温度のアルミニウム合金中で、Ｃｕ及び／またはＭｇがこれ以上固溶体のままでいられなくなる点である。その温度は、熱力学的相図データと、製造環境における炉の制御との間の実際的な折衷点を表すように選択されてよい。

「破壊靱性と強度との協同の改善」の語は、本発明の合金が、リチウムを含まないもしくはより多量のリチウムを含む類似の合金と比較し少なくとも１種の質別において、より高い破壊靱性及び同等もしくはより高い強度を有すること、または、より高い強度及び同等もしくはより高い破壊靱性を有することを意味する。

本明細書における使用では、「耐損傷性航空機部品」の語は、亀裂を決定的な大きさに至らしめ、その結果壊滅的な故障を引き起こす可能性のある使用負荷の蓄積時間よりも、その亀裂進展寿命が長いことを確実にするよう設計される、いかなる航空機または航空宇宙用部品も意味するものである。耐損傷性設計は、特に限定されないが、機体パネル、翼、翼箱、水平及び垂直安定板、圧力隔壁、並びに扉及び窓枠を含み、運送カテゴリの飛行体における一次構造の殆どに使用される。検査可能な領域では、耐損傷性は、概して、視認できる亀裂が決定的な大きさに進展するまでにかかる飛行回数または飛行時間数に対して、少なくとも２回の検査を施す検査間隔が設定された冗長設計によって成し遂げられる。

本発明は、リチウムの補助添加物を含むアルミニウム−銅−マグネシウム合金に関する。本発明によれば、従来技術のアルミニウム−銅−マグネシウム合金よりも破壊靱性と強度との協同が改善された鍛造アルミニウム−銅−マグネシウム合金が提供される。本発明の合金では、疲労亀裂進展抵抗性も向上している。本発明の合金は、組立構造で使用するための外板用薄板及び横梁用押出物、または、インテグラル構造で使用するための補強パネル用厚板もしくは押出物を含む下翼構成要素；組立、インテグラルまたは溶接設計で使用するための外板用シート及び薄板、横梁及び枠用押出物を含む機体構成要素などの、高耐損傷性が必要とされる航空機部品に特に有用である。これらは、組立またはインテグラル設計用の薄板及び厚板並びに押出物を含む円材及びリブ構成要素や、シート、プレート及び押出物由来のものを含む尾翼構成要素、さらには航空機車輪、円材及び着陸装置構成要素を含み鋳造物から作製した航空機構成要素にも有用でありうる。合金の強度性能は、上翼構成要素や、アルミニウム−銅−マグネシウム−亜鉛合金が一般的に用いられるその他の用途に対しても有用となりうるものである。低いレベルでリチウムを添加することにより、インゴットの鋳造の際の溶融金属の爆発などといった、多量（すなわち、１．５重量％を上回るリチウム）の添加に関わる問題が回避される。

本発明の実施態様によれば、アルミニウム合金は、シート状またはプレート状にて提供されてよい。シート品には、約０．００６〜約０．２５インチの厚さを有するアルミニウム圧延品が含まれる。シートの厚さは、好ましくは約０．０２５〜約０．２５インチ、さらに好ましくは約０．０５〜約０．２５インチである。航空機機体の一部などといった多くの用途には、シートの厚みは好ましくは約０．０５〜約０．２５インチ、さらに好ましくは約０．０５〜約０．２インチである。プレート状物としては、約０．２５〜約８インチの厚さのアルミニウム圧延品が挙げられる。翼の用途では、プレートは一般的に約０．５０〜約４インチである。さらに、０．２５〜０．５０インチの範囲の軽量プレートも、機体用途で使用される。シート及び軽量プレートは、クラッドを施されていなくても施されていてもよく、好ましいクラッド層の厚さは、シートまたはプレートの厚さの約１〜約５％である。シート及びプレート状物に加えて、本発明の合金は、従来の技術による押出品及び鋳造品など、他の型の鍛造品として加工されてもよい。

本発明の改善された合金の、主要な合金化元素（銅、マグネシウム及びリチウム）の組成範囲を表１に示す。

銅は、アルミニウム系合金の強度を高めるために添加される。しかしながら、耐食性が低下する可能性があるので、銅を多く添加し過ぎないように注意が払われなければならない。また、最高溶解度を超えて銅を添加すると、低破壊靱性及び低耐損傷性を招来する可能性がある。

マグネシウムは、強度をもたらし、且つ密度を低下させるために添加される。しかしながら、最高溶解度を超えてマグネシウムを添加すると、低破壊靱性及び低耐損傷性が招来されるので、マグネシウムを多く添加し過ぎないように注意が払われるべきである。

本発明によれば、合金に添加されるＣｕ及びＭｇの総量は、図１に示す溶解限度以下に維持される。図１には、表１に示す典型的なＣｕ及びＭｇの組成範囲が、合金に含まれるＣｕとＭｇの組み合わせに対する第一溶解限度（１）、及び第二溶解限度（２）として示されている。溶解限度は、例えば、第一（１）から第二（２）溶解限度まで、他の合金化用添加物の量が増加するのに伴って低下してよい。例えば、Ｌｉ、Ａｇ及び／またはＺｎの添加に伴い、Ｃｕ及びＭｇの溶解限度が低下する傾向にあってよい。

溶解限度を下回るよう維持するためには、Ｃｕ及びＭｇの量は、式：Ｃｕ≦２−０．６７６（Ｍｇ−６）に従う。好ましくは、約０．８重量％のＬｉが添加される場合、Ｃｕ及びＭｇの量は、式：Ｃｕ≦１．５−０．５５６（Ｍｇ−６）に従う。

このように、銅及びマグネシウムの量は、これらが合金中で可溶であるように制御される。このことは、固溶体中の合金化元素の原子または溶質の原子のクラスタを形成する原子が疲労亀裂進展抵抗性を増大させることになる点で、重要である。さらに、銅、マグネシウム及びリチウムの組み合わせは、最大溶解度を超えないように制御される必要がある。

制御された銅及びマグネシウムの範囲内で、リチウム含有量の範囲は、約０．０１〜０．９重量％、好ましくは約０．１又は０．２重量％〜約０．７又は０．８重量％であってよい。本発明によれば、比較的少量のリチウムが、合金の破壊靱性及び強度を著しく増大させることが見出され、さらには疲労亀裂進展抵抗性の増大と密度の低下がもたらされた。しかしながら、本発明のレベルを超えるリチウムでは、破壊靱性が著しく減少する。さらに、最大溶解度を超えると低破壊靱性及び低耐損傷性がもたされるので、リチウムを多く添加し過ぎないように注意が払われるべきである。約１．５重量％以上の量でリチウムを添加すると、その結果Ａｌ_３Ｌｉの組成物と共にδ’（「デルタプライム」）相の形成が引き起こされる。この相、Ａｌ_３Ｌｉの存在は、本発明の合金において回避されるべきものである。

何らかの特定の理論に拘束されることは意図しないが、マグネシウム及び／または銅の原子を含む過飽和固溶体でのリチウム原子の相互作用は、ＷまたはＴ３質別での、溶質の原子のクラスタの形成を高めるようである。この挙動は、電子線回折画像における散漫散乱の出現によって観察される。この挙動は、本発明の合金の疲労性能の改善に対して寄与しているのかもしれない。

アルミニウム、銅、マグネシウム及びリチウムに加えて、本発明の合金は、クロム、バナジウム、チタン、ジルコニウム、マンガン、ニッケル、鉄、ハフニウム、スカンジウム及び希土類から選択される少なくとも１種の分散質形成元素を、総量で約０．０５〜約１重量％含有できる。例えば、マンガンは約０．２〜約０．７重量％の好ましい量で存在してよい。

亜鉛、銀及び／またはケイ素などの他の合金化元素は、約２重量％までの量で、任意に添加されてよい。例えば、約０．０５〜約２重量％、通常は約０．２〜約１重量％の量の亜鉛が添加されてよい。具体的な例として、０．５重量％の亜鉛が添加されてよい。亜鉛が合金に添加される場合、それはマグネシウムの一部または全体の代替として機能し得る。

約０．０１〜約２重量％、通常は約０．０５〜約０．６重量％の量の銀が添加されてよい。例えば、約０．１〜約０．４重量％の量の銀が添加されてよい。

約０．１〜約２重量％、通常は約０．３〜約１重量％の量のケイ素が添加されてよい。

本発明の実施態様によれば、特定の元素が合金組成物から排除されてよい。すなわち、これらの元素は、合金に意図的に添加されることはないが、意図的でないまたは不可避的な不純物として存在しうるものである。このように、合金は必要に応じてＳｃ、Ａｇ及び／またはＺｎなどの元素を実質的に含まないものであってよい。

低い銅レベルと、高いマグネシウムレベルと、低いリチウムレベルとの組み合わせによって、破壊靱性及び強度が増大し、優れた疲労亀裂進展抵抗性及び比較的低い密度を備えたアルミニウム合金が生じることが見出されている。破壊靱性及び強度は、航空機用途で使用されるアルミニウム合金にとって重要な特徴である。疲労亀裂進展抵抗性も、機体部分及び下翼部分などの耐損傷性航空機部品にとって重要な性質である。知られている通り、航空機キャビンの加圧及び減圧に伴って膨張及び収縮する航空機の機体外板、並びに飛行中には引張応力、飛行機の着陸の間は圧縮応力がかかる下翼外板などの部品は、循環的な応力に曝される。疲労亀裂進展抵抗性の向上は、よりゆっくりと亀裂が進展して決定的な大きさに至ることを意味する。これにより、検査間隔の延長を採用でき、航空機運転費を低減できる。あるいは、同じ検査間隔を保ちながらも付される応力を上昇でき、航空機重量を低減できる。

以下の実施例は、本発明の様々な特徴を例示するものであり、本発明の範囲を限定することが意図されるものではない。

＜実施例１＞
表２に示す組成を有し、Ｌｉの量を変化させた５種のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を、インゴットとして鋳造した。

次いで、表２に示すインゴットを、プレート及びシートに加工した。熱量分析に基づいて、インゴットを以下のように均質化した。合金１、２、及び３：インゴットを１０°Ｃ（５０°Ｆ）／時間で４８５°Ｃ（９０５°Ｆ）まで加熱（１６時間）し、次いで４８５°Ｃ（９０５°Ｆ）で４時間浸漬して、その後５２１°Ｃ（９７０°Ｆ）まで２時間で加熱し、次いで２４時間浸漬した。最後に、インゴットを室温まで空冷した。合金４及び５：インゴットを１０°Ｃ（５０°Ｆ）／時間で４８５°Ｃ（９０５°Ｆ）にまで加熱（１６時間）し、４８５°Ｃ（９０５°Ｆ）で８時間浸漬して、その後５０４°Ｃ（９４０°Ｆ）まで２時間で加熱し、次いで４８時間浸漬し、その後室温まで空冷した。

すべてのインゴットを５０４°Ｃ（９４０°Ｆ）に加熱して、約４８２°Ｃ（９００°Ｆ）で熱間圧延した。５０４°Ｃ（９４０°Ｆ）で再加熱して、金属温度が３９９°Ｃ（７５０°Ｆ）を上回る状態を保つようにした。圧延パラメータは、約０．５−インチバイトの減少をもたらすように制御した。０．７インチ及び０．５インチゲージのプレート状物を作製した。さらに、シート品を０．１０−インチゲージに熱間圧延した。

合金１、２、及び３につき、試料を５２１°Ｃ（９７０°Ｆ）の温度で溶体化熱処理（ＳＨＴ）した。プレート片にＳＨＴを２時間行った。シート試料を１時間だけ浸漬した。合金４及び５につき、試料を５０４°Ｃ（９４０°Ｆ）の温度で溶体化熱処理した。プレート片にＳＨＴを２時間行った。シート試料を１時間だけ浸漬した。

すべての試料を室温の水で焼入して、４％伸展させ、その後エージングしてＴ３質別に至らせた。すべての試料を１５４°Ｃ（３１０°Ｆ）で２４時間エージングして、Ｔ８−型質別に至らせた。

０．５−インチゲージプレートの破壊靱性（Ｋ_ＩｃまたはＫ_Ｑ）、最終的な引張強度、引張降伏強度、及び伸び（４Ｄ）を測定した。引張試験は、ＡＳＴＭ Ｂ５５７「鍛造及び鋳造アルミニウム及びマグネシウム−合金品の引張試験の標準試験方法」に従い、０．３５０インチの直径の円形標本の長手方向について行った。破壊靱性は、ＡＳＴＭ Ｅ３９９−９０「金属材料の平面式歪み破壊靱性の標準試験方法」に従い、ＡＳＴＭ Ｂ６４５−０２「アルミニウム合金の平面式歪みに対する標準的技法」で補いＬ−Ｔ方向について測定した。使用した供試標本は、全プレート厚で幅寸法が１．０インチのものであった。結果を表３に列記し、図２及び３に示す。合金５の試験結果のみが、ＡＳＴＭ Ｅ３９９−９０における妥当性Ｋ_Ｉｃに対する妥当性要件を満たしていた。合金１〜４の試験結果は、以下の妥当性基準：（１）Ｂ≧２．５（Ｋ_Ｑ／σ_ｙｓ）^２；（２）ａ≧２．５（Ｋ_Ｑ／σ_ｙｓ）^２；及び（３）Ｐ_ｍａｘ／Ｐ_Ｑ≦ＰＱ１．１（Ｂ、Ｋ_Ｑ、σ_ｙｓ、Ｐ_ｍａｘ、及びＰＱは、ＡＳＴＭ Ｅ３９９−９０に規定される通りである）を満たすものでなかった。残りの妥当性基準はすべて満たされていた。妥当性基準を満たさない試験結果はＫ_Ｑと示し、Ｋ_Ｉｃの表示は妥当性基準のすべてを満たす試験結果に対するものである。上記の３つの基準を満たさないことは、ＡＳＴＭ Ｅ３９９に規定の線形弾性、平面歪み状態を達成するのに、標本の厚さが不充分であったことを示唆する。製品の靱性が高いまたは耐力が低いほど、前記の３つの基準を満たし、妥当な結果Ｋ_Ｉｃを達成するのに必要な厚さ及び幅が大きくなることは、当業者により理解されるはずである。三種の試験における標本の厚さは、必然的に、プレートの厚さによって限定されるものであった。妥当性Ｋ_Ｉｃは、一般的に、標本のサイズ及び形状に比較的依存する材料特性と考えられる。Ｋ_Ｑ値が、この場合のように材料破壊靱性の有用な指標を提供する一方で、サイズ及び形状により有意に変化する可能性があることは、当業者により理解されるはずである。従って、異なる合金からのＫ_Ｑ値を比較する際には、これらの試験で行ったように、共通の標本サイズに基づいてその比較が行われることが必須である。上述の妥当性基準を満たすには不十分な厚さ及び幅を有する標本のＫ_Ｑ値は、通常、大きな標本に由来する妥当性Ｋ_Ｉｃよりも低い。

Ｌ−Ｔ方向の破壊靱性（Ｋ_Ｃ及びＫ_ａｐｐ）と、Ｌ方向の引張降伏強度を、０．１５０−インチゲージのシートについて測定した。試験は、ＡＳＴＭ Ｅ５６１−９８「Ｒ−曲線定量の標準的技法」に従い、ＡＳＴＭ Ｂ６４６−９７「アルミニウム合金の破壊靱性の試験の標準的技法」で補って実施した。供試標本は、全プレート厚で幅が４０．６ｃｍ（１６インチ）で、全長１１２ｃｍ（４４インチ）、グリップ間が約９７ｃｍ（３８インチ）、初期の亀裂長さ２ａ_Ｏが１０ｃｍ（４インチ）の、中央に亀裂が入った引張Ｍ（Ｔ）標本であった。Ｋ_Ｃは、ＡＳＴＭ Ｂ６４６に従って算出し、Ｋ_ａｐｐは、Ｍｉｌ−Ｈｄｂｋ−５Ｊ、「航空宇宙構造車両用の金属材料及び元素」に従って算出した。結果を、表４及び図４に示す。当該技術分野において、高い破壊靱性を有する合金に対するＫ_ａｐｐ及びＫ_Ｃは、通常、標本の幅が増加する又は標本の厚さが減少するほど、増大することが認められている。Ｋ_ａｐｐ及びＫ_Ｃは、初期の亀裂長さ２ａ_Ｏ、及び標本の形状による影響も受ける。このように、異なる合金由来のＫ_ａｐｐ及びＫ_Ｃ値は、これらの試験で行ったと同等の形状、幅、厚さ及び初期の亀裂長さの供試標本からの値とのみ、信頼性をもって比較できる。本発明の合金（合金２〜４）で観察された靱性の改善は、記載した型及び寸法の供試標本に対応したものではあるが、他の型及びサイズの供試標本でも同様の改善が観察されるものと予期される。しかしながら、Ｋ_ａｐｐ及びＫ_Ｃの値や、数値差の絶対的な大きさは、論じた通りの理由で変動しうるものである。

図５は、図４に示す破壊靱性及び長手方向引張降伏強度値を、同様の条件下の従来の合金２５２４シートに関し、プラントに典型的且つ最小の値に対してプロットしたグラフである。

図２〜５に示す通り、０．２〜０．７重量％のＬｉを添加した本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金は、Ｌｉを含有しないまたは多量のＬｉを含有する同様の合金と比較して、破壊靱性が大幅に向上している。さらに、比較的少量のリチウムを含む本発明の合金は、破壊靱性と強度との協同が著しく改善されている。

＜実施例２＞
以下の組成（残部はアルミニウム及び偶発的な不純物である）を有するアルミニウム−銅−マグネシウム合金のインゴットを鋳造した。

このインゴットから作製されたものを合金Ａと示す。

この後、残りの溶融金属を、０．２５％のリチウムを添加して再合金化（すなわち、すでに作った合金を再度合金化）することで、目的とする０．２５重量％のリチウム添加を行った。次いで、以下の組成（残部はアルミニウム及び偶発的な不純物である）を有する第二のインゴットを鋳造した：

このインゴットから作製されたものを、以下、本実施例で合金Ｂと示す。

インゴットＮｏ．２鋳造後の残りの溶融金属を再合金化した後、別途０．２５重量％のリチウムを添加し、目的とする０．５０重量％のリチウム添加を行うことで、インゴットＮｏ．３を作った。インゴットＮｏ．３は、以下の組成（残部はアルミニウム及び偶発的な不純物である）を有していた。

このインゴットから作製されたものを、以下、本実施例で合金Ｃと示す。

インゴットＮｏ．３鋳造後の残りの溶融金属を再合金化した後、別途０．２６重量％のリチウムを添加し、目的とする０．７５重量％のリチウム添加を行うことで、インゴットＮｏ．４を作った。以下の組成（残部はアルミニウム及び偶発的な不純物である）を有する第四のインゴットを鋳造した。

このインゴットから作製されたものを、以下、本実施例で合金Ｄと示す。

４種のインゴットを、応力緩和して均質化した。次いで、このインゴットを標準浸漬前処理に付した後、このインゴットを機械で面削した。続いて、面削されたインゴットを、２ＸＸＸ合金でよく行われる熱間圧延を用い、４枚の別々の０．７インチゲージのプレートへと熱間圧延した。

その４枚の別々のプレートの製造後、プレートの各々の切片を取り出した。４つの切片の各々を、（ａ）溶体化熱処理し；（ｂ）焼入し；（ｃ）１．５％伸展させた。この後、処理した４枚の切片の各々から８種の引張強度試験試料を製造し、計３２枚の引張強度試験試料を作製した。８種の各群からの一枚の引張強度試験試料（各群で、計４枚のプレートがある）を、図６の凡例に記載した通り、８種の異なるエージング条件に曝した。この後、引張降伏強度試験を行い、その結果を図６に示す。リチウムを添加した合金は、リチウムを含まないものよりも優れた強度を呈し、これは同時に、熱安定性を呈していることがわかるであろう。

この後、４枚のプレートのうちの残り３枚（すなわち、インゴットＮｏ．１のプレート、インゴットＮｏ．３のプレート及びインゴットＮｏ．４のプレート）を各々３分の１に切断して、各プレートに１、２及び３片すなわち合計９片を作製した。すべての３枚のプレートの片１を、（ａ）溶体化熱処理し；（ｂ）焼入し；（ｃ）１ １／２％伸展させ；（ｄ）３５０°Ｆで２４時間エージングすることによりＴ８質別にエージングした。これらの片を、合金Ａ−Ｔ８、合金Ｃ−Ｔ８；合金Ｄ−Ｔ８と示した。すべての３枚のプレートの片２は、（ａ）溶体化熱処理し；（ｂ）焼入し；（ｃ）１ １／２％伸展させ；（ｄ）自然にエージングしてＴ３質別とした。これらの片を、合金Ａ−Ｔ３；合金Ｃ−Ｔ３；合金Ｄ−Ｔ３と示した。最後に、すべての３枚のプレートの片３を、（ａ）溶体化熱処理し；（ｂ）焼入し；（ｃ）９％冷間圧延し；１ １／２％伸展させ；（ｅ）自然にエージングした。これらの片を、合金Ａ−Ｔ３９；合金Ｃ−Ｔ３９；合金Ｄ−Ｔ３９と示した。これらの片により、本明細書で報告するさらなる試験のすべてのための材料が得られた。

図７について言及すると、以上示したように製造した９枚の片の各々の測定試料に関し、引張降伏強度を密度で割った値を示している。補助的にリチウムを添加したもので、密度に対する引張降伏強度の比の向上が認められたことがわかる。

図８〜１２について言及し、疲労亀裂進展抵抗性の重要な性質を以下に述べる。図８は、疲労亀裂進展性能の典型例と、その改善がどのように示されるかを表すグラフである。グラフのｘ軸は、付された応力、亀裂長さ及び部分寸法の関数である、応力拡大係数範囲、ΔＫで表す、疲労亀裂伝播のための適用推進力を示す。グラフのｙ軸は、適用された推進力に対する材料の抵抗性を示し、これは亀裂が伝播する速度、インチ／周期のｄａ／ｄＮで表されている。ΔＫ及びｄａ／ｄＮの双方は、定法どおり対数目盛にて表されている。各曲線は異なる合金を表すもので、右側の曲線を呈する合金は、左側の曲線を有する合金に対して向上した疲労亀裂進展抵抗性を示すものである。これは、亀裂伝播のための適用推進力を表す所定のΔＫに対して、右側の曲線を呈する合金の亀裂伝播速度がより遅いためである。すべての合金のＬ−Ｔ方向での疲労亀裂進展試験は、ＡＳＴＭ Ｅ６４７−９５ａ「疲労亀裂進展速度の測定のための標準試験方法」に従って実施した。供試標本は、幅が１０ｃｍ（４インチ）で厚さが０．６ｃｍ（０．２５インチ）の、中央に亀裂が入った引張Ｍ（Ｔ）標本であった。試験は、９０％を超える相対湿度を有する高湿に調整された空気中で、２５Ｈｚの周波数で実施した。これらの試験における応力拡大係数範囲、ΔＫの初期値は、約６ｋｓｉ√インチであり、そして約２０ｋｓｉ√インチのΔＫで試験を終了した。

図９〜１１について、Ｔ３及びＴ３９の条件での各々の合金にて、図８に関して述べた基準に基づき、リチウムの添加が疲労亀裂進展抵抗性を実質的に増大させることがわかる。１０ｋｓｉ√インチと同等の亀裂推進力に対する疲労亀裂速度を、図１２に要約している。疲労亀裂進展抵抗性の改善率（すなわち、疲労亀裂進展速度の低下率）を、グラフの頂部に示す。合金Ｃ−Ｔ３及び合金Ｄ−Ｔ３は、合金Ａ−Ｔ３（リチウム添加せず）に対して、それぞれ２７％及び２６％の改善を示している。合金Ａ−Ｔ３９（リチウム添加せず）に対する、合金Ｃ−Ｔ３９及び合金Ｄ−Ｔ３９の疲労亀裂進展抵抗性の改善率は、それぞれ６７％及び４７％であった。疲労亀裂進展への環境による寄与の結果、湿度レベル及び湿った大気環境における周波数により、疲労亀裂進展速度が著しく影響されうることが当業者にはわかるであろう。このように、本発明の合金が示す疲労亀裂進展の改善は記載した特定の湿度と周波数に対応したものではあるが、他の試験条件下でも同様の改善が観察されることが期待される。

Ｔ８合金に関して、リチウムの添加は疲労亀裂進展抵抗性を改善しないことがわかる。ピーク強度にまでエージングされた、人工的エージング合金の場合、リチウム添加の唯一の利点は、強度及び低密度が付加される点にある。

図１３及び１４は、Ｔ−Ｌ方向のＴ３及びＴ３９質別に対する破壊靱性Ｒ−曲線をそれぞれ示している。Ｒ−曲線は、安定な亀裂伸長（Δａｅｆｆ）に対する破損への抵抗性（Ｋ_Ｒ）の程度を示すものである。加えて、表５には、亀裂伸長抵抗性Ｋ_Ｒで、Ｒ−曲線上にて「負荷」対「亀裂開口変位（ＣＯＤ）」の試験成績の２５％割線オフセットに対応するＫ_Ｒ２５と、「負荷」対「ＣＯＤ」の試験成績の５％割線オフセットに対応する亀裂伸長抵抗性であるＫ_Ｑとをもって、Ｔ３、Ｔ３９及びＴ８質別の合金Ａ、Ｃ及びＤについての破壊靱性の一点測定値を示している。Ｋ_Ｒ２５は、中庸の強度、高い靱性の合金／Ｔ３及びＴ３９などの質別に対する破壊靱性の適切な指標であり、Ｋ_Ｑは高強度、低靱性の合金／Ｔ８などの質別に対して適切である。Ｒ−曲線試験は、ＡＳＴＭ Ｅ５６１−９８「Ｒ−曲線定量の標準的技法」に従って行った。供試標本は、６インチの幅寸法、０．３インチの厚さ及び２．１インチの初期の亀裂長さａ_ｏを有する緻密引張Ｃ（Ｔ）標本であった。Ｋ_Ｒ２５値は、ＡＳＴＭ Ｂ６４６−９４「アルミニウム合金の破損靱性試験のための標準的技法」に従って、これらを同様に試験することによって求めた。当業者であれば、Ｋ_Ｒ２５値はＫ_Ｃ及びＫ_ａｐｐと同様に標本幅、厚さ及び初期の亀裂長さに依存すること、同等の寸法を有する供試標本でのみ、合金間での信頼性の高い比較ができることがわかるであろう。ＡＳＴＭ Ｅ３９９−９０に従い、ＡＳＴＭ Ｂ６４５−９５で補って、平面式破壊靱性試験をＬ−Ｔ方向に実施した。使用した供試標本は、厚さ０．６５インチ、幅寸法１．５インチのものであった。結果は、以下の妥当性基準：（１）Ｂ≧２．５（Ｋ_Ｑ／σ_ｙｓ）^２；（２）ａ≧２．５（Ｋ_Ｑ／σ_ｙｓ）^２；（３）Ｐ_ｍａｘ／Ｐ_Ｑ≦ＰＱ１．１（Ｂ、Ｋ_Ｑ、σ_ｙｓ、Ｐ_ｍａｘ、及びＰＱは、ＡＳＴＭ Ｅ３９９−９０に規定される通りである）の１以上を満たしてはいなかった。上述の基準により不当なＫ_Ｑ値に関する上記の考察が、これらの結果にも当てはまる。

本発明に従う低レベルのリチウムの添加によって、リチウムを含まないかリチウムを多量に含む同様の合金に比較して、破壊靱性が著しく向上することがわかるであろう。さらに、本発明にかかるリチウムの添加は、高い強度レベルで靱性の向上をもたらす。従って、破壊靱性と強度との協同が著しく向上する。従来のアルミニウム−銅−マグネシウム−リチウム合金では、リチウムの添加が破壊靱性を低減させることが知られているため、これは予想外のことである。

本発明の特定の実施態様を開示したが、当業者であれば、それらの詳細に対して、開示による教示の全体に鑑みて様々な修正や変更をなしうることがわかるはずである。従って、開示した特定の構成は単なる例示に過ぎず、発明の範囲を限定するものではなく、その範囲は特許請求の範囲の全幅及びそのあらゆる均等物に及ぶべきものである。

Ｃｕ含有量に対するＭｇ含有量のグラフであり、本発明の実施態様に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｌｉ合金へのそれらの元素の最大限度を示すグラフである。 Ｌｉの量が変化されたプレート状物であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金についての、リチウム含有量に対する破壊靱性（Ｋ_Ｑ）及び展伸性を示すグラフである。 Ｌｉの量が変化されたプレート状物であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金についての、リチウム含有量に対する破壊靱性（Ｋ_Ｑ）及び引張降伏強度特性を示すグラフである。 Ｌｉの量が変化されたプレート状物であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金についての、リチウム含有量に対する破壊靱性（Ｋ_Ｃ及びＫ_ａｐｐ）並びに引張降伏強度特性を示すグラフである。 図４に示す破壊靱性及び引張降伏強度値を示すプロット図であり、プラントに典型的且つ最小の破壊靱性値及び耐力値を、従来の合金２５２４シートと比較したプロット図である。 合金Ａ、合金Ｂ、合金Ｃ、合金Ｄと示される様々なＬｉの量を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金で作製した様々な標本を、異なる条件に付した後の引張降伏強度を示すチャート図である。 図６に示す標本のいくつかに対する比強度の向上を示す棒グラフである。 疲労亀裂進展速度、ｄａ／ｄＮ（インチ／周期）の典型、変化態様を示すグラフである。 合金Ａ−Ｔ３プレート；合金Ｃ−Ｔ３プレート；合金Ｄ−Ｔ３プレートに関する疲労亀裂進展曲線を示すグラフである。 合金Ａ−Ｔ３９プレート；合金Ｃ−Ｔ３９プレート；合金Ｄ−Ｔ３９プレートに関する疲労亀裂進展曲線を示すグラフである。 合金Ａ−Ｔ８プレート；合金Ｃ−Ｔ８プレート；合金Ｄ−Ｔ８プレートに関する疲労進展曲線を示すグラフである。 ΔＫ＝１０Ｋｓｉ（インチ）^２での、ｄａ／ｄＮの変化率パーセントを示す棒グラフである。 合金Ａ−Ｔ３及び合金Ｃ−Ｔ３の破壊靱性Ｒ−曲線を示すグラフである。 合金Ａ−Ｔ３９、合金Ｃ−Ｔ３９、合金Ｄ−Ｔ３９のプレートに関するグラフ破壊靱性Ｒ−曲線を示すグラフである。

Claims (24)

1. 約３〜約５重量％のＣｕと、約０．５〜約２重量％のＭｇと、約０．０１〜約０．９重量％のＬｉとを含むアルミニウム合金であって、Ｃｕ及びＭｇが、合金の溶解限度未満の総量で合金中に存在するアルミニウム合金。
2. Ｌｉ含有量が、約０．１〜約０．８重量％である請求項１記載のアルミニウム合金。
3. Ｌｉ含有量が、約０．２〜約０．７重量％である請求項１記載のアルミニウム合金。
4. Ｃｕ含有量が、約３．５〜約４．５重量％である請求項１記載のアルミニウム合金。
5. Ｃｕ含有量が、約３．６〜約４．４重量％である請求項１記載のアルミニウム合金。
6. Ｍｇ含有量が、約０．６〜約１．５重量％である請求項１記載のアルミニウム合金。
7. Ｍｇ含有量が、約０．７〜約１重量％である請求項１記載のアルミニウム合金。
8. Ｃｕ及びＭｇの含有量が、式：Ｃｕ≦２−０．６７６（Ｍｇ−６）に従う請求項１記載のアルミニウム合金。
9. Ｃｕ及びＭｇの含有量が、式：Ｃｕ≦１．５−０．５５６（Ｍｇ−６）に従う請求項１記載のアルミニウム合金。
10. 約０．０１〜約２重量％のＡｇをさらに含む請求項１記載のアルミニウム合金。
11. Ａｇ含有量が約０．０５〜約０．５重量％である請求項１０記載のアルミニウム合金。
12. Ａｇ含有量が約０．１〜約０．４重量％である請求項１０記載のアルミニウム合金。
13. 約０．０５〜約２重量％のＺｎをさらに含む請求項１記載のアルミニウム合金。
14. Ｚｎ含有量が約０．２〜約１重量％である請求項１３記載のアルミニウム合金。
15. Ｚｎ含有量が約０．５重量％である請求項１３記載のアルミニウム合金。
16. 約０．１〜約２重量％のＳｉをさらに含む請求項１記載のアルミニウム合金。
17. Ｓｉ含有量が約０．３〜約１重量％である請求項１６記載のアルミニウム合金。
18. クロム、バナジウム、チタン、ジルコニウム、マンガン、ニッケル、鉄、ハフニウム、スカンジウム及び希土類元素から選択される少なくとも１種の分散質形成元素をさらに含む請求項１記載のアルミニウム合金。
19. 少なくとも１種の分散質形成元素が、総量で合金の約１．０重量％以下存在する請求項１８記載のアルミニウム合金。
20. 約０．２〜約０．７重量％のＭｎをさらに含む請求項１記載のアルミニウム合金。
21. アルミニウム合金がシート形状である請求項１記載のアルミニウム合金。
22. アルミニウム合金がプレート形状である請求項１記載のアルミニウム合金。
23. アルミニウム合金が押出物形状である請求項１記載のアルミニウム合金。
24. アルミニウム合金が鋳造物形状である請求項１記載のアルミニウム合金。

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