JP2009501847A - 鍛造アルミニウムａａ７０００シリーズ合金製品および該製品の製造方法 - Google Patents

鍛造アルミニウムａａ７０００シリーズ合金製品および該製品の製造方法 Download PDF

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Abstract


本発明は、質量％で、Ｚｎ７．５〜１４．０、Ｍｇ１．０〜５．０、Ｃｕ＜０．２８、Ｆｅ＜０．３０、Ｓｉ＜０．２５、ならびにＺｒ＜０．３０、Ｔｉ＜０．３０、Ｈｆ＜０．３０、Ｍｎ＜０．８０、Ｃｒ＜０．４０、Ｖ＜０．４０、およびＳｃ＜０．７０からなる群から選択された一種以上、各々≦０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムを含んでなり、該製品は、高温割れ感受性が低減され、改善された強度および靱性特性も有し、人工的に時効処理した状態において１８０ＨＢを超える硬度を有する。

Description

発明の分野
本発明は、圧延した、押し出された、または鍛造された製品の形態にある、溶接可能な鍛造アルミニウムＡＡ７０００シリーズ合金および該製品の製造方法に関する。本発明はさらに、そのような製品を含んでなる溶接されたコンポーネントに関する。
下記の内容から明らかなように、他に指示がない限り、合金の名称および焼戻しの名称は、アルミニウム協会から出版されているAluminum Standards and Data and the Registration Recordsにおけるアルミニウム協会名称による。
合金組成または好ましい合金組成の全ての説明に関して、他に指示が無い限り、百分率は全て質量で表示する。
アルミニウム協会(「ＡＡ」)７０００シリーズのアルミニウム合金は、高い強度を有し、航空機用の構造コンポーネントまたは工具用板(tooling plate)のような用途に適している。合金ＡＡ７０７５およびＡＡ７０５５は、この種の合金の例であり、それらの高い強度および他の望ましい特性のために、航空宇宙用途に広く使用されている。合金ＡＡ７０５５は、Ｚｎ７．６〜８．４％、Ｍｇ１．８〜２．３％、Ｃｕ２．０〜２．６％、Ｚｒ０．０８〜０．２５％、Ｓｉ０．１０％未満、およびＦｅ０．１５％未満を含んでなり、残部がアルミニウムと不可避な元素および不純物である。合金ＡＡ７０７５は、Ｚｎ５．１〜６．１％、Ｍｇ２．１〜２．９％、Ｃｕ１．２〜２．０％、Ｃｒ０．１８〜０．２８％、Ｓｉ０．４０％未満、Ｆｅ０．５０％未満およびＭｎ０．３０％未満を含んでなり、残部がアルミニウムと不可避な元素および不純物である。通常１００〜１５０℃の比較的低い時効処理温度で２０時間以上の処理により、人工的にその最高強度に時効処理すると、この合金は、一般的にＴ６焼戻し状態と呼ばれる状態で得られる。しかし、この状態では、合金ＡＡ７０７５および類似の合金は、応力腐食割れ(「ＳＣＣ」)、剥離腐食(「ＥＸＣＯ」)および粒界腐食(「ＩＧＣ」)を受け易い。この感受性は、いわゆるＴ７ｘ熱処理により軽減できるが、著しい強度損失が避けられない。より高い強度は、合金化添加剤(特にＺｎ、ＭｇおよびＣｕ)のレベルを高くすることにより得られるが、この強度増加は、靱性値を低くする。それに加えて、上記合金の銅含有量が高いために、これらの合金は、溶接後の高温割れに敏感になる。工具用板には、修理の可能性を考えて良好な溶接性に加えて、材料が高い硬度値を与えることも非常に重要である。
発明の概要
本発明の目的は、理想的には航空宇宙用途または工具用板向けの、改善された強度および靱性特性、溶接する際の低減された高温割れ感受性、および人工的に時効処理した状態における１８０ＨＢを超える硬度の組み合わせを有する、ＡＡ７０００シリーズの鍛造合金製品を提供することにある。
本発明の別の目的は、改善されたＩＧＣ耐性、改善された強度特性、溶接する際の低減された高温割れ感受性、および人工的に時効処理した状態における１８０ＨＢを超える硬度の組み合わせを有する、ＡＡ７０００シリーズの鍛造合金製品を提供することである。
本発明のさらに別の目的は、良好な溶接性、改善された強度特性、および人工的に時効処理した状態における１８０ＨＢを超える硬度の組み合わせを有する、ＡＡ７０００シリーズの鍛造合金製品を提供することである。
改善された強度および靱性特性、溶接する際の低減された高温割れ感受性、および人工的に時効処理した状態における１８０ＨＢを超える硬度の組み合わせを有する、ＡＡ７０００シリーズの鍛造合金製品、または改善されたＩＧＣ耐性、改善された強度特性、溶接する際の低減された高温割れ感受性、および人工的に時効処理した状態における１８０ＨＢを超える硬度の組み合わせを有する、ＡＡ７０００シリーズの鍛造合金製品を製造するための、現在公知の、実際に行われている工業的規模の方法より経済的に実施できる方法を提供することも本発明の目的である。
これらの目的の一つ以上および他の利点は、鍛造アルミニウムＡＡ７０００シリーズ合金製品に関する本発明により達成するか、または超えることができ、該製品は、質量％で
−Ｚｎ ７．５〜１４．０
−Ｍｇ １．０〜５．０
−Ｃｕ ≦０．２８
−Ｆｅ ＜０．３０
−Ｓｉ ＜０．２５
−およびＺｒ＜０．３０、Ｔｉ＜０．３０、Ｈｆ＜０．３０、Ｍｎ＜０．８０、Ｃｒ＜０．４０、Ｖ＜０．４０、およびＳｃ＜０．７０からなる群から選択された一種以上、
各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムを含んでなり、ＡＡ７０５０またはＡＡ７０７５と比較して高温割れ感受性が低減され、強度および靱性特性も改善されており、人工的に時効処理した状態において１８０ＨＢを超える硬度を有する。
好ましい実施態様の詳細な説明
本発明は、質量％で、
−Ｚｎ ７．５〜１４．０、
−Ｍｇ １．０〜５．０、好ましくは２．０〜４．５、
−Ｃｕ ≦０．２８、
−Ｆｅ ＜０．３０、好ましくは＜０．１４、より好ましくは＜０．０８、
−Ｓｉ ＜０．２５、好ましくは＜０．１２、より好ましくは＜０．０７、
−および下記元素の一種以上：
−Ｚｒ＜０．３０、好ましくは０．０４〜０．１５、より好ましくは０．０４〜０．１３、
−Ｔｉ＜０．３０、好ましくは＜０．２０、より好ましくは＜０．１０、
−Ｈｆ＜０．３０、
−Ｍｎ＜０．８０、好ましくは＜０．４０、
−Ｃｒ＜０．４０、
−Ｖ＜０．４０、好ましくは＜０．３０、
−Ｓｃ＜０．７０、好ましくは≦０．５０
各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、鍛造アルミニウムＡＡ７０００シリーズ合金製品を提供するが、該製品は、高温割れ感受性が低減され、改善された強度および靱性特性も有し、人工的に時効処理した状態において１８０ＨＢを超える硬度を有する。好ましくは、硬度は１８５ＨＢを超え、より好ましくは１９０ＨＢを超える。最良の例では、２１０ＨＢを超える硬度が時効硬化された状態で得られている。この説明に関して、硬度の測定を報告または記載する場合、当業者には明らかなように、これらは中央部分の厚さで測定しているが、これは、この部分が鍛造製品の最も急冷に敏感な場所を代表するためである。
高温割れ感受性を下げることにより、材料の溶接性は大きく改善される。鉄およびケイ素含有量は、好ましくは低く抑える、例えば約０．０８％を超えないＦｅおよび／または約０．０７％以下のＳｉに維持すべきである。いずれの場合も、両不純物の僅かに高いレベル、Ｆｅ約０．１４％まで、および／またはＳｉ約０．１２％まで、が許容されるが、あまり好ましいことではない。特に、型板または工具用板の実施態様には、Ｆｅ０．３％まで、およびＳｉ０．２５％以下までが許容される。
合金のＺｎ含有量をＭｇ含有量と共に増加し、Ｃｕ含有量を低く抑えることにより、ＡＡ７０５５基準材料以上の靱性レベル、およびかなりの程度、合金の銅含有量が低いためであると考えられる良好な溶接性を維持しながら、非常に高い強度を得ることができる。この合金は、人工的に時効処理した状態、例えばＴ６またはＴ７型の焼戻しにおいても、高い硬度を与えるが、Ｔ６条件におけるＡ７０７５基準材料と比較して溶接性が改善されており、これは、合金の銅含有量が低いためであると考えられる。人工的に時効処理した材料は、例えばＴ６、Ｔ７４、Ｔ７６、Ｔ７５１、Ｔ７４５１、Ｔ７６５１、Ｔ７７またはＴ７９焼戻しでよい。
分散質形成元素Ｚｒ、Ｓｃ、Ｈｆ、Ｖ、ＣｒおよびＭｎのそれぞれを添加し、結晶粒構造および急冷感度を制御することができる。分散質形成剤の最適レベルは、処理によって異なるが、主要元素（Ｚｎ、ＣｕおよびＭｇ）の単一の化学成分を好ましい寛容度内に選定し、その化学成分を関連する全ての製品形態に使用すると、Ｚｒレベルは好ましくは０．１３％未満になる。
Ｚｒに好ましい最大値は０．１５％である。Ｚｒレベルの好適な範囲は０．０４〜０．１５％である。Ｚｒ添加に、より好ましい上限は０．１３％である。Ｚｒは、本発明の合金製品に好ましい合金化元素である。
Ｓｃの添加は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１８％以下である。Ｓｃと組み合わせる場合、特にＺｒとＳｃの比が０．７〜１．４％である場合、Ｓｃ＋Ｚｒの合計は０．３％未満、好ましくは０．２％未満、より好ましくは最大０．１７％にすべきである。
単独で、または他の分散質形成剤と共に添加できるもう一つの分散質形成剤はＣｒである。Ｃｒのレベルは、好ましくは０．３％未満、より好ましくは最大で０．２０％、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｒの好ましい下限は０．０４％であろう。Ｃｒ単独ではＺｒ単独ほど効果的ではないが、少なくとも合金鍛造製品の工具用板における使用には、類似の硬度結果が得られる。Ｚｒと組み合わせる場合、Ｚｒ＋Ｃｒの合計は、０．２０％を超えるべきではなく、好ましくは０．１７％以下である。
Ｓｃ＋Ｚｒ＋Ｃｒの好ましい合計は、０．４％を超えるべきではなく、より好ましくは０．２７％以下である。
Ｍｎは、単一の分散質形成剤として、または他の分散質形成剤の一種との組合せで添加することができる。Ｍｎ添加の最大値は０．８０％である。Ｍｎ添加の好適な範囲は、０．０５〜０．４０％、好ましくは０．０５〜０．３０％、さらに好ましくは０．１２〜０．３０％である。Ｍｎ添加に好ましい下限は０．１２％であり、より好ましくは０．１５％である。Ｚｒと組み合わせる場合、ＭｎとＺｒの合計は、０．４％未満、好ましくは０．３２％未満であり、好適な最小値は０．１２％である。
本発明のアルミニウム合金鍛造製品の別の実施態様では、該合金はＭｎを含まないが、これは、実用的な言い方では、Ｍｎ含有量が＜０．０２％、好ましくは＜０．０１％、より好ましくは合金がＭｎを実質的に、または本質的に含まないことを意味する。「本質的に含まない」および「実質的に含まない」とは、この合金化元素を組成物に、ある目的のために添加したのではなく、不純物および／または製造装置との接触による浸出のために、痕跡量の元素が最終的な合金製品の中に混入し得ることを意味する。
本発明のアルミニウム合金鍛造製品の好ましい実施態様では、合金にはＶを意図的に添加せず、存在するにしても、０．０５％未満の通常の不純物レベルで存在するだけである。
銅含有量は、合金の高温割れ感受性に、したがって、合金の溶接性にもかなりの影響を及ぼす。溶接性は、銅含有量０．２８％または０．２５％未満で、さらに改善されることが分かった。０．２５％未満、あるいはさらに０．２０％未満の銅含有量で、非常に良い溶接性が得られた。Ｃｕ含有量に関する好ましい最小添加量は０．０３％、より好ましくは０．０８％である。本発明の合金製品を工具用板に使用する場合、溶接特性は、工具用板を修理する作業の際に特に重要になる。
本発明の一実施態様では、Ｚｎ含有量は７．５〜１４．０％の範囲内であり、好ましくはＺｎの量は、下限が８．５％、９．０％または９．５％で、上限が１２．０％、１１．０％または１０．０％の範囲内にあり、特に航空宇宙用途に使用するには、例えばＺｎは好ましくは８．５〜１１．０％の範囲内であり、より好ましくはＺｎは８．５〜１０．０％の範囲内である。これに対して、工具用板の用途には、Ｚｎ含有量の上限は１４．０％、好ましくは１２．０％、より好ましくは１１．０％である。
Ｚｎ含有量を最大１２．０％、１１．０％またはさらに１０．０％に制限することにより、耐食性および特にＥＸＣＯが高レベルに維持され、これは、本発明の合金製品の航空宇宙用途に特に重要である。
本発明の一実施態様では、Ｍｇ含有量が１．０〜５．０％または２．５〜５．０％である。好ましい上限は４．５％である。本発明の合金製品が工具用板として使用される場合、Ｍｇ含有量のより好ましい上限は４．０％である。
Ｍｇの添加により、合金の強度が著しく増加する。好ましくないＭｇ析出物、例えばＩＧＣおよびＳＳＣに対する好ましくない感受性を生じることがあるＭｇ５Ａｌ３またはＭｇ５Ａｌ８、の形成を回避するために、最大含有量５．０％を使用する。
本発明の一実施態様では、合金中のＭｇ量は、少なくともＭｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）、好ましくはＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）の関係により与えられる値である。
ＭｇおよびＺｎは、急冷および時効処理後の最終的な硬度および強度特性に大きな影響を及ぼすＭｇＺｎ２析出物を形成する。Ｍｇ含有量が、上記の関係により与えられる値より上にある場合、過剰のＭｇは合金の強化に貢献する。
本発明は、様々な製品、例えばこれに限定しないが、シート、板、厚板、等、に加工した時に、所望の材料特性に適合するか、またはそれを超える、合金組成物を目的とする。製品の特性バランスは、今日商業的に使用されている合金から製造された製品の特性バランスより優れている。
好ましくは、本発明の合金製品は、１インチ（２５．４ｍｍ）を超え、約１１インチ（２７９．４ｍｍ）以上の厚いゲージに加工され、構造的航空コンポーネント、例えば板から機械加工された一体的な部品、あるいは航空機の翼構造に使用する一体的な桁、または航空機翼構造に使用するリブの形態で、もしくは上側翼板として使用し、改善された特性を与える。より厚いゲージの製品は、工具用板または型板、例えばダイキャスティング、射出成形または同等の方法による成形プラスチック製品を製造するための型、としても使用できる。厚さの範囲が上記の通りであれば、当業者には、これは、そのような薄い板または厚い板から製造された合金製品における最も厚い断面地点の厚さであることが直ちに明らかである。本発明の合金製品は、航空機構造に使用する段階的押出物または押し出された桁の形態で、あるいは例えば航空機翼構造に使用する鍛造桁の形態で提供することもできる。
合金製品が押し出されている実施態様では、その合金製品は、それらの最も厚い断面地点で、１０ｍｍまで、好ましくは１〜７ｍｍの厚さを有する輪郭に押し出されているのが好ましい。しかし、押し出された形態で、この合金製品は、従来、高速機械加工または研削技術により、ある形状を有する構造コンポーネントに機械加工されている厚板材料の代わりに使用することもできる。この実施態様では、押し出された合金製品は、その最も厚い断面地点で、２インチ（５０．８ｍｍ）〜６インチ（１５２．４ｍｍ）の厚さを有するのが好ましい。
本発明の一実施態様では、製品が、高い強度および靱性を有する航空宇宙用板、例えば上側翼板、であり、該製品のＭｇ含有量は、好ましくはＭｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）に従い、Ｚｎ含有量によって異なる。
機械的特性、靱性および耐食性の特に有利な組合せ、すなわち高い強度および靱性を有する航空宇宙用板または押出物に特に魅力的な特性の組合せは、Ｍｇ含有量が、上記のＭｇとＺｎの関係により与えられる値と少なくとも等しいか、またはそれを超える場合に得られることが分かった。
本発明の一実施態様では、製品が高強度工具用板であり、好ましくは人工的時効処理後の硬度が１８５ＨＢを超え、好ましくは１９０ＨＢを超えており、該製品のＭｇ含有量が、好ましくはＭｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）、より好ましくはＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従い、Ｚｎ含有量によって異なる。本説明および請求項における硬度値は全て、ＡＳＴＭ Ｅ１０、２００２版により測定したBrinell硬度値であり、その際、硬度は中央部分の厚さで測定することに注意する。
機械的特性、硬度、溶接性および耐食性の特に有利な組合せ、すなわち高強度工具用板に特に魅力的な特性の組合せは、Ｍｇ含有量が、上記のＭｇとＺｎの関係により与えられる値と少なくとも等しいか、またはそれを超える場合に得られることが分かった。
好ましい実施態様では、鍛造合金製品が、Ｔ６またはＴ７焼戻し状態にある工具用板であり、
Ｚｎ ７．５〜１４．０、好ましくは７．５〜１２．０、より好ましくは８．５〜１１．０または９．５〜１２．０、
Ｍｇ １．０〜５．０、好ましくは２．０〜４．５または２．５〜４．５、より好ましくは２．５〜３．５であり、好ましくはＭｇ含有量が、Ｍｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）、より好ましくはＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って、Ｚｎ含有量に依存しており、
Ｃｕ ０．０３〜０．２５、好ましくは０．０３〜０．２０、
Ｚｒ ０．０４〜０．１５、所望によりＣｒと共に最高０．２０、
Ｔｉ ＜０．１０、
Ｆｅ ＜０．３０、好ましくは＜０．１４、
Ｓｉ ＜０．２５、好ましくは＜０．１２、
各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる組成を有する。
別の実施態様では、該工具用板がさらにＭｎ０．０５〜０．４０％からなる。
好ましい実施態様では、鍛造合金製品が、Ｔ６またはＴ７焼戻し状態にある工具用板であり、
Ｚｎ ７．５〜１４．０、好ましくは７．５〜１２．０、より好ましくは８．５〜１１．０または９．５〜１２．０、
Ｍｇ １．０〜５．０、好ましくは２．０〜４．５または２．５〜４．５、より好ましくは２．５〜３．５であり、好ましくはＭｇ含有量が、Ｍｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）、より好ましくはＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って、Ｚｎ含有量に依存しており、
Ｃｕ ０．０３〜０．２５、好ましくは０．０３〜０．２０、
Ｃｒ ０．０４〜０．２０、
Ｚｒ ０．１５以下、
Ｔｉ ＜０．１０、
Ｆｅ ＜０．３０、好ましくは＜０．１４、
Ｓｉ ＜０．２５、好ましくは＜０．１２、
各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる組成を有する。
別の好ましい実施態様では、本発明の鍛造合金製品が、シート、板、押出物、またはそのようなシート、板、押出物から製造された航空機構造コンポーネントからなり、Ｔ６またはＴ７焼戻し状態にあり、
Ｚｎ ７．５〜１１．０、
Ｍｇ １．０〜５．０、Ｍｇ含有量が、Ｍｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）、好ましくはＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って、Ｚｎ含有量に依存しており、
Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
Ｔｉ ＜０．１０、
Ｆｅ ＜０．１４、好ましくは＜０．０８、
Ｓｉ ＜０．１２、好ましくは＜０．０７、
各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる組成を有する。
航空宇宙製品のより好ましい実施態様では、該製品のＭｇ含有量が２．０〜４．５％であり、さらにＭｇ含有量が、Ｍｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って、Ｚｎ含有量に依存する。航空宇宙製品の別の実施態様では、Ｚｎ含有量が７．５〜１１．０％、好ましくは８．５〜１０．０％である。
航空宇宙製品のさらに別の実施態様では、該製品がさらにＭｎ０．０５〜０．４０％、好ましくは０．０５〜０．３０％からなる。
本発明は、少なくとも一個の、本発明の製品である第一コンポーネント部品、および少なくとも一個の第二コンポーネント部品を含んでなり、該コンポーネント部品同士が一つに溶接され、溶接されたコンポーネントを形成する、溶接されたコンポーネントによっても具体化され、好ましくは該溶接されたコンポーネントが、溶接された航空機構造コンポーネントである。より好ましくは、第一および第二コンポーネント部品が、本発明の製品を含んでなる。さらに好ましくは、溶接されたコンポーネントまたは溶接された航空機構造コンポーネントを形成する実質的に全ての、またはさらに全てのコンポーネントが本発明の製品を含んでなる。良好な溶接性および他の好ましい特性を使用し、強度、腐食特性および溶接部品質が優れた、溶接されたコンポーネントまたは溶接された航空機構造コンポーネントを形成する。
本発明の別の態様では、上記の、および例に記載する鍛造アルミニウムＡＡ７０００シリーズ合金製品の製造方法であって、下記の処理工程、すなわち
ａ）本説明で記載した組成を有するインゴットを鋳造する工程、
ｂ）鋳造後、該インゴットを均質化および／または予熱する工程、
ｃ）圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一種以上の方法により、該インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
ｄ）所望により該予備加工製品およびどちらかを再加熱する工程、
ｅ）該予備加工製品を、所望の加工品形状に熱間加工および／または冷間加工する工程、
ｆ）該形成された加工品を、該合金中の実質的にすべての可溶性構成成分を固溶体にするのに十分な温度および時間で、溶体化処理（ＳＨＴ）する工程、
ｇ）該溶体化処理した加工品を、好ましくは水または油もしくは他の急冷媒体中で噴霧急冷または浸漬急冷の一方により、急冷する工程、
ｈ）所望により、該急冷した、または他の様式で冷間加工した加工品を延伸または圧縮して応力を除去する、例えばシート製品を平らにする工程、
ｉ）該急冷し、所望により延伸または圧縮した加工品を人工的に時効処理し、所望の焼戻し、特にＴ６またはＴ７型焼戻し、例えばＴ６、Ｔ７４、Ｔ７６、Ｔ７５１、Ｔ７４５１、Ｔ７６５１、Ｔ７７およびＴ７９を含んでなる群から選択された焼戻しを達成する工程
を含んでなり、該均質化処理が、第一均質化段階および所望により第二均質化段階を含んでなり、インゴットまたはスラブに対する該第一均質化段階中の持続時間および温度が、、該インゴットまたはスラブ中の最冷点として定義される該インゴットまたはスラブ中のコールドスポットが実質的に全てのｍ−相析出物を溶解させるのに必要な溶解温度および溶解時間以上になるように、選択される、方法を提供する。
所望により、均質化処理は、少なくとも、第一均質化段階に続く第二均質化段階を含んでなる。溶解温度は、インゴットまたは鋳造物の周辺部で早い時間に到達すること、およびコールドスポット中の温度は、溶解温度に徐々に増加することに注意すべきである。実際には、溶解温度は、通常、均質化温度と呼ばれる。
本発明の合金製品は、通常通りに融解させ、インゴットに直接冷却(「ＤＣ」)鋳造することにより、または他の好適な鋳造技術により、製造される。合金製品の熱間加工は、圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一つ以上の方法により行うことができる。本合金には、熱間圧延が好ましい。溶体化処理は、典型的には均質化に使用した温度範囲と同じ温度範囲で行うが、浸漬時間は、幾分短く選択することができる。
一実施態様では、コールドスポットが、ｍ−相析出物を溶解させる温度に、少なくとも溶解させるのに必要な溶解時間あるように、インゴットまたはスラブに対する第一均質化段階の持続時間を選択する方法を提供するが、その際、好ましくは溶解時間が最長２時間、好ましくは１時間であり、より好ましくはできるだけ短く、例えば３０分間または２０分間、もしくはさらに短くする。好ましくは、溶解温度は約４７０℃である。
一実施態様では、インゴットまたはスラブに対する第一均質化段階の持続時間が最長２４時間、好ましくは最長１２時間であり、その際、好ましくは均質化温度は約４７０℃である方法を提供する。
一実施態様では、Ｃｕ≦０．２８％、さらに好ましくはＣｕ≦０．２０％であるインゴットまたはスラブに対して、第一均質化段階が４７０℃で最長１２時間であり、その際、第二均質化を行わない方法を提供する。
一実施態様では、Ｃｕ＞０．２０％、好ましくはＣｕ＞０．２５％、より好ましくはＣｕが最大０．２８％であるインゴットまたはスラブに対して、均質化工程が、第一均質化段階および第二均質化段階を含んでなり、第一均質化段階が４７０℃で最長２４時間、好ましくは最長１２時間であり、第二均質化段階が４７５℃で最長２４時間、好ましくは最長１２時間である方法を提供する。
本発明の方法では、高温割れ感受性が低下し、強度および靱性特性も改善され、人工的時効処理条件では硬度が１８０ＨＢを超える製品が得られる。好ましくはＣｕ≦０．２５％またはさらにはＣｕ≦０．２０％であるＣｕに対しては、４７０℃で最長２４時間、好ましくは最長１２時間の均質化処理が、すべてのｍ−相析出物を溶解させ、ＳＨＴ、急冷、所望により延伸、および時効処理の後に所望の特性を有する製品を得るのに十分である。銅含有量に応じて、可能な最短均質化段階および可能な最低均質化温度を選択することにより、本方法を非常に経済的に行い、優れた特性を維持し、優れた溶接性を達成することができる。時効処理が一工程時効処理である場合、本方法は、さらに経済的に行うことができる。このようにして、高温割れ感受性が低減され、強度も改善され、Ｔ６焼戻し条件で硬度が１８０ＨＢを超える、高強度工具用板用途に優れた製品が得られる。２段階時効処理では、改善された機械的特性、人工的時効処理条件における硬度、靱性および耐食性を組み合わせた、高強度および高靱性の溶接可能な航空宇宙用板として優れた製品が得られる。一段階または２段階時効処理の後、腐食、特にＩＧＣおよびＥＸＣＯに対する耐性が改善されていることが分かった。
ｍ−相析出物は、本発明のＣｕ≦０．２８％の合金では急速に溶解し、より低い銅含有量≦０．２５％または≦０．２０％ではより急速に溶解するので、インゴットまたはスラブ中、通常はインゴットまたはスラブの中央、にある最冷点として定義されるコールドスポットが、少なくともｍ−相析出物を溶解させるのに必要な溶解時間、均質化温度、例えば４７０℃にあるように、第一均質化段階の持続時間を選択することにより、本方法をより経済的に行うことができ、その際、好ましくは溶解時間は最長２時間、好ましくは１時間であり、できるだけ短いのがより好ましい。理想的には、均質化処理は、全てのｍ−相析出物が溶解した時に終了し、その後、スラブまたはインゴットを熱間圧延ミルに送り、スラブが圧延温度に達した後、所望により再加熱処理を行い、スラブまたはインゴットを圧延温度にするか、または圧延温度に下げた後、熱間圧延することができる。
一実施態様では、制御手段、例えば均質化処理の際にインゴットまたはスラブの温度展開を計算する数学的または物理的原理に基づくコンピュータモデル、を使用して均質化処理を制御し、均質化温度におけるスラブまたはインゴットの最適滞留時間を決定し、インゴットまたはスラブのコールドスポットを、溶解温度、例えば約４７０℃、に、ｍ−相析出物を溶解させるのに必要な溶解時間、維持する。当業者には明らかなように、焼きなまし時間および温度は、ここに参考として含める欧州特許第０８７６５１４号明細書(段落［［００２８］)に規定されているように、相当時間の概念により、ある程度交換できるが、無論、最低焼きなまし温度は析出物の溶解を可能にするために十分に高い必要がある。特定の他の析出物の溶解を回避することも重要であるので、焼きなまし温度を選択する自由が最高および最低均質化温度により制限される。
本発明の方法の一実施態様では、人工的時効処理工程ｉ）は、温度１０５℃〜１３５℃で、好ましくは２〜２０時間の第一時効処理工程、および温度１３５℃〜２１０℃で、好ましくは４〜２０時間の第二時効処理工程を含んでなる。別の実施態様では、第三の時効処理工程を温度１０５℃〜１３５℃で２０〜３０時間行うことができる。
以下に、非制限的な例により本発明を説明する。
例１
表１に示す化学組成Ａ．１〜Ａ．７の実験室インゴットを鋳造し、下記の経路により処理した（ｖ＝加熱速度、＠＝〜で）。
均質化処理：ｖ＝３５℃／ｈ＋１２ｈ＠４７０℃、
予熱：ｖ＝３５℃／ｈ＋６ｈ＠４２０℃、
熱間圧延：８０ｍｍゲージから３０ｍｍへ、
ＳＨＴ：ｖ＝できるだけ速く、２ｈ＠４７０℃、続いて水急冷、
延伸：１．５％、
時効処理：Ｔ７６、ｖ＝３０℃／ｈ＋５ｈ＠１２０℃／ｈに加えて１５℃／ｈ＋１２ｈ＠１４５℃／ｈ
表１．質量％で表す合金の組成（０．０６Ｆｅ、０．０４Ｓｉ、０．０４Ｔｉ、０．１０Ｚｒ、残部アルミニウム）、合金の機械的特性（Ｌ方向）および破壊靱性（Ｌ−Ｔ方向）

合金 Ｚｎ Ｍｇ Ｃｕ Ｒｐ Ｒｍ ＫＩＣ
(MPa) (MPa) (MPa√m)
AA7055-T7751 基準ＡＭＳ４２０６ 593 614 24.2
AA7449-T7651 基準ＡＭＳ４２５０ 538 579 24.2
Ａ．１ 7.5 2.8 0.15 531 549 70.1
Ａ．２ 7.4 4.2 0.16 589 614 40.6
Ａ．３ 9.5 1.9 0.16 554 558 62.1
Ａ．４ 9.5 2.3 0.15 580 595 41.3
Ａ．５ 9.5 2.8 0.15 623 636 30.8
Ａ．６ 9.4 3.3 0.17 647 666 26.4
Ａ．７ 11.0 2.8 0.18 659 669 24.2
表１．から明らかなように、ＺｎおよびＭｇを増加させるが、Ｃｕレベルを低く抑えることにより、基準材料以上の靱性レベルを維持しながら、非常に高い強度を得ることができる。表１から、少なくとも５８０ＭＰａの望ましい強度レベルに達するのに、Ｍｇレベルは、Ｍｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）に従うＺｎレベルによって異なるようである。
例２
表２に示す化学組成Ｂ．１〜Ｂ．４の実験室インゴットを鋳造し、上記の経路により処理したが、ただし、最終的な熱間圧延厚さは３ｍｍであり、合金Ｂ．２は、より長い時間均質化処理（１２ｈ＠４７０℃に続いて２４ｈ＠４７５℃）し、その際、均質化処理工程は、第一および第二段階を含んでなる。
表２．質量％で表す合金の組成（０．０６Ｆｅ、０．０４Ｓｉ、０．０４Ｔｉ、０．１０Ｚｒ、残部アルミニウム）

合金 Ｚｎ Ｍｇ Ｃｕ Ｒ ｐ (MPa) ＥＸＣＯ
Ｂ．１ 9.3 2.3 0.16 565 EA/B
Ｂ．２ 9.4 2.3 0.80 564 EC
Ｂ．３ 9.3 2.8 0.16 598 EA
Ｂ．４ 10.7 2.8 0.15 626 EA
合金の機械的（Ｌ方向）および腐食（ＥＸＣＯ、標準ＡＳＴＭ Ｇ３４−９７により測定）特性も表２に示す。０．８％Ｃｕレベル（合金Ｂ．２参照）は、機械的特性を改善せず、合金の腐食挙動に悪影響を及ぼす。他方、ＭｇおよびＺｎの添加（合金Ｂ．３およびＢ．４参照）により、腐食特性が良くなり、強度が著しく増加する。
例３
表３に組成を示す７種類の合金を試験した。ほとんどの合金（Ｃ．１〜Ｃ．５）が低いＣｕレベルを有し、幾つか（合金Ｃ．６、Ｃ．７）が、より多くのＣｕを含む。これらの合金は全て下記の経路により、３．５ｍｍゲージに処理した。
インゴットの鋳造、機械加工インゴットから８０×８０×１００ｍｍ３のブロックを圧延
均質化処理：Ｃｕ≦０．２０％に対してｖ＝３０℃／ｈ＋４７０℃＠１２ｈ、
Ｃｕ＞０．２０％に対してｖ＝３０℃／ｈ＋４７０℃＠１２ｈ、ｖ＝１５℃／ｈ＋４７５℃＠２４ｈ、
熱間圧延：予熱＠４３０℃、厚さ８０ｍｍから３．５ｍｍに圧延、
ＳＨＴ：１ｈ＠４７０℃、続いて水または油中急冷、
延伸：１．５％、
ＳＨＴ後、この例における全ての合金をＴ６焼戻しに時効処理。
人工的時効処理の前に、合金を水および油の両方で急冷し、合金の急冷感度を試験した。油急冷は、厚さ約７０ｍｍの板のコアにおける急冷速度と同等であり、その際、板のコアは表面ほど急速に急冷できない。時効処理後、ＡＳＴＭ Ｅ１０、２００２版によりBrinell硬度を測定した。達成された硬度値を表３に示す。表３は、水急冷値が、典型的には油急冷値より高いか、またはそれに類似していることを示している。全体の合金化含有量が最も高い合金は、急冷に対して最も敏感である。すべてＺｎ≧９．３％である合金Ｃ．２、Ｃ．３、Ｃ．５、Ｃ．７は、硬度値が少なくとも１９０ＨＢである。合金Ｃ．６では、Ｃｕ添加により、これを添加しなかった合金（合金Ｃ．１）より、硬度が大きく増加するが、高Ｚｎ合金Ｃ．７では、Ｃｕの添加により、油急冷条件で硬度がほとんど増加しない。ＭｇとＣｕの組合せは、等量のＭｇのみと比較して、より高い強度をもたらすという冶金学的予想と反対に、驚くべきことに、より高いＺｎ含有量では、Ｃｕは、追加のＭｇよりも、硬度増加に最早有効ではない。
表３．質量％で表すシリーズＣの組成、残部アルミニウム、異なった急冷媒体（ＷＱ＝水急冷、ＯＱ＝油急冷）に対するBrinell硬度値（ＨＢ）を含む。

合金 Ｚｎ Ｍｇ Ｃｕ Ｔｉ Ｚｒ Ｆｅ Ｓｉ ＨＢ ＨＢ ΔＨＢ IGC 型
ＷＱ ＯＱ (WQ-OQ) ＯＱ
C.1 7.4 1.92 0.17 0.04 0.10 0.04 0.02 164 164 0 1
C.2 9.3 2.8 0.16 0.04 0.11 0.03 0.02 192 190 2 1
C.3 9.5 3.3 0.16 0.04 0.098 0.03 0.02 209 197 12 1
C.4 7.4 4.2 0.17 0.04 0.098 0.04 0.02 189 189 0 1
C.5 10.7 2.8 0.16 0.04 0.097 0.03 0.02 210 197 13 1
C.6 7.4 1.86 1.65 0.05 0.10 0.03 0.02 179 179 0 2
C.7 9.4 2.3 1.66 0.04 0.099 0.03 0.02 204 191 13 2
さらに、低Ｃｕ合金は、油中で急冷しても、粒界腐食(ＩＧＣ、試験は標準ＡＳＴＭ Ｇ１１０−９２により行った)に対して優れた耐性を示したのに対し、Ｃｕ含有量が高い合金は、僅かな程度のＩＧＣを示した。したがって、この合金は急冷に対する感度が低く、処理の変化に対する許容度が大きいので、合金の処理に様々な利点を有する。
例４
表４に組成を示す５種類の合金を試験した。これらの合金はＣｕレベルが低い。これらの合金を、下記の経路により、３ｍｍゲージの板に処理した。
インゴットの鋳造、機械加工インゴットから８０×８０×１００ｍｍ３のブロックを圧延
均質化処理：ｖ＝３０℃／ｈ＋４７０℃＠１２ｈ、
熱間圧延：予熱＠４３０℃、厚さ８０ｍｍから３ｍｍに圧延、
ＳＨＴ：１ｈ＠４７０℃、続いて水中急冷、
延伸：１．５％、
時効処理：Ｔ６焼戻しに１工程または２工程人工的時効処理
表４に、１および２工程時効処理後に得られた平均硬度値を示す。表４に示す結果は、１９０以上のＨＢに対して、Ｚｎ含有量を９．４７％として、Ｍｇの最低レベルは１．９２％〜２．８５％である。表３は２．８の値を与えている。さらに、１工程および２工程人工的時効処理に対して、同等の硬度レベルが得られている。これによって、この合金の、２工程時効処理が必要とされる（航空宇宙材料の必要条件）か、または１工程が好ましい（コスト節約）、様々な製品範囲への適用性が増加する。
表４は、人工的時効処理における１４５℃工程の時効処理時間には、１９０ＨＢ以上の硬度レベルに達するのに、広い範囲が可能であることを示している。
表４．質量％で表す例２の合金の組成、残部アルミニウム、１工程および２工程時効処理に対する平均硬度と共に示す。

合金 Ｚｎ Ｍｇ Ｃｕ Ｚｒ Ｆｅ Ｓｉ Ｔｉ １工程 ２工程
(HB) (HB)
D.1 9.47 1.92 0.16 0.10 0.06 0.03 0.05 174 175
D.2 9.41 2.85 0.16 0.10 0.06 0.03 0.05 192 190
D.3 9.52 3.37 0.16 0.096 0.08 0.03 0.05 197 195
D.4 9.61 4.57 0.16 0.092 0.07 0.03 0.06 198 204
D.5 8.94 3.99 0.16 0.095 0.07 0.03 0.06 200 197
適切な合金処理により高い硬度が期待できる、最低のＭｇとＺｎ含有量の組成関係を表３および４から引き出すことができる。ＭｇとＺｎ含有量の関係は、質量％で表して、Ｍｇ＝１０−０．７９＊Ｚｎにより近似することができる。Ｚｎ含有量との関係で、この関係により与えられる含有量より高いＭｇ含有量は、特にＺｎ含有量が７．４％を超える合金では、少なくとも１８５ＨＢ、さらには少なくとも１９０ＨＢ、の硬度を与える。
例５
本発明による、工具用板に特に好適な３種類の合金（Ｅ．１〜Ｅ．３）を本発明の方法により処理し、続いて１３０℃で２４時間ピーク時効処理した。引張特性（降伏強度および引張強度）は、Ｌ方向で測定し、硬度は中央部分の厚さで測定した。これらの合金をＴ６５１焼戻しにおけるＡＡ７０５０およびＡＡ７０７５合金と比較した。
合金の組成および特性を表５に示す。これらの結果から、本発明の合金は、工具用板に非常に適した、非常に高い硬度を達成できることが分かる。
表５．質量％で表した本発明による合金の組成（Ｚｒ０．１２％、Ｆｅ０．０５％、Ｓｉ０．０３％、Ｃｕ０．１５％、残部アルミニウム）および引張特性および硬度

合金 Ｚｎ Ｍｇ 焼戻し Ｒｐ Ｒｍ 硬度
(質量％) (質量％) (MPa) (MPa) (HB)
AA7050 6.2 2.3 T651 532 575 180
AA7075 5.6 2.5 T651 533 462 150
E.1 9.4 3.5 ピーク時効処理 695 708 236
E.2 11.5 3.1 ピーク時効処理 734 736 246
E.3 11.4 3.0 ピーク時効処理 680 689 245
例６
本発明により処理した３種類の合金（Ｆ．１〜Ｆ．３）の溶接性を、アルミニウム合金の高温割れ感受性の評価に使用される、ここに参考として含めるP.T. Houldcroft, British Welding Journal, October 1955, pp.471-475による文献「アルゴン−アーク溶接で使用するための簡単な割れ試験(A simple Cracking Test for use With Argon-Arc Welding)」に記載されているHouldcroft試験とも呼ばれる、十分に規定された手順を使用して評価した。この手順は、魚の骨形状の試料またはテーパー形状の試料を使用し、レーザー溶接にはテーパー形状の試料が好ましく、この例では、厚さ２ｍｍを有する試料を使用した。レーザーを使用して完全透過ビード−オン−プレート溶接部を形成した。溶接部は、試料の細い末端から出発し、試料の全長に伸びている。高温割れは、溶接部プールが固化する際に形成され、一定の地点で割れが終わる。この割れの長さが高温割れ感受性の尺度であり、割れが長い程、高温割れ感受性が高い。試験中、試料は束縛せず、溶接部は全て、溶加材ワイヤを加えずに形成した。これらの試験では、スポットサイズ０．４５ｍｍ（１５０ｍｍ焦点レンズ）のＮｄ：ＹＡＧレーザーを使用し、焦点位置を板の上表面上に合わせた。レーザー処理パラメータは、４５００Ｗレーザー出力、溶接速度４ｍ／分で一定に維持した。
試験に選択した合金および溶接試験の結果を表６に示す。割れ感受性は、割れ長さを試料長さで割った割れ％により表し、したがって、割れ％が低い程、高温割れ感受性が低い。総ＺｎおよびＭｇ溶質含有量が増加するにつれて、割れ感受性が低下し、溶接性が高くなることが明らかである。アルミニウム工業界ではアルミニウムＡＡ７０１７が溶接可能なアルミニウムとして受け容れられているので、このアルミニウムを比較ために試験した。本発明の合金は全て、ＡＡ７０１７より優れた溶接性を有することが明らかである。
表６．質量％で表した本発明による合金の組成（Ｚｒ０．１２％、Ｆｅ０．０５％、Ｓｉ０．０３％、Ｃｕ０．１５％、残部アルミニウム）およびHouldcroft溶接試験の結果

合金 Ｚｎ Ｍｇ Ｚｎ＋Ｍｇ 割れ％
AA7018 4.0-5.2 2.0-3.0 6.0-8.2 53
（比較）
Ｆ．１ 9.3 2.8 12.1 31
Ｆ．２ 9.5 3.3 12.8 28
Ｆ．３ 10.7 2.8 13.5 31
無論、本発明は上記の実施態様および例に限定されるものではなく、説明および下記の請求項の範囲に入る全ての実施態様を包含する。

Claims (34)

  1. 質量％で、
    −Ｚｎ ７．５〜１４．０、
    −Ｍｇ １．０〜５．０、
    −Ｃｕ ≦０．２８、
    −Ｆｅ ＜０．３０、
    −Ｓｉ ＜０．２５、
    −および下記元素の一種以上：
    −Ｚｒ ＜０．３０、
    −Ｔｉ ＜０．３０、
    −Ｈｆ ＜０．３０、
    −Ｍｎ ＜０．８０、
    −Ｃｒ ＜０．４０、
    −Ｖ ＜０．４０、
    −Ｓｃ ＜０．７０、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になり、高温割れ感受性が低減され、強度および靱性特性も改善された、人工的に時効処理した状態において１８０ＨＢを超える硬度を有する、鍛造アルミニウムＡＡ７０００シリーズ合金製品。
  2. Ｃｕが≦０．２５％、好ましくは≦０．２０％である、請求項１に記載の製品。
  3. Ｃｕ含有量の下限が０．０３％、好ましくは該下限が０．０８％である、請求項１に記載の製品。
  4. Ｚｒ含有量が０．０４〜０．１５％、好ましくは０．０４〜０．１３％である、請求項１に記載の製品。
  5. Ｚｎ含有量の下限が８．５％である、請求項１に記載の製品。
  6. Ｚｎ含有量の下限が９．０％である、請求項１に記載の製品。
  7. Ｚｎ含有量の下限が９．５％である、請求項１に記載の製品。
  8. Ｚｎ含有量の上限が１２．０％である、請求項１に記載の製品。
  9. Ｚｎ含有量の上限が１１．０％である、請求項１に記載の製品。
  10. Ｚｎ含有量の上限が１０．０％である、請求項１に記載の製品。
  11. Ｍｇ含有量の下限が２．５％である、請求項１に記載の製品。
  12. Ｍｇ含有量の上限が４．５％、好ましくは上限が４．０％である、請求項１に記載の製品。
  13. Ｆｅ含有量が０．１４％まで、好ましくは０．０８％までである、請求項１に記載の製品。
  14. Ｓｉ含有量が０．１２％まで、好ましくは０．０７％までである、請求項１に記載の製品。
  15. Ｍｎ含有量が０．０５〜０．４０％である、請求項１に記載の製品。
  16. Ｍｎ含有量が＜０．０２％である、請求項１に記載の製品。
  17. Ｍｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）、好ましくはＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）である、請求項１に記載の製品。
  18. 前記製品がシート、板、または押出物の形態にある、請求項１に記載の製品。
  19. 前記製品がＴ６型またはＴ７型状態にある、請求項１に記載の製品。
  20. 少なくとも一個の、請求項１に記載の製品である第一コンポーネント部品、および少なくとも一個の第二コンポーネント部品を含んでなる溶接されたコンポーネントであって、前記コンポーネント部品同士が一つに溶接されて前記溶接されたコンポーネントを形成しており、前記少なくとも一個の第一および前記少なくとも一個の第二コンポーネント部品が請求項１に記載の製品であり、前記溶接されたコンポーネントが溶接された航空機構造コンポーネントである、溶接されたコンポーネント。
  21. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な航空宇宙用のシートまたは板製品であり、前記製品が、質量％で、
    Ｚｎ ７．５〜１１．０、
    Ｍｇ １．０〜５．０、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．０８、
    Ｓｉ ＜０．０７、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  22. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な航空宇宙用のシートまたは板製品であり、前記製品が、質量％で、
    Ｚｎ ７．５〜１１．０、
    Ｍｇ ２．０〜４．５、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．０８、
    Ｓｉ ＜０．０７、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  23. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な航空宇宙用のシートまたは板製品であり、前記製品が、質量％で、
    Ｚｎ ８．５〜１０．０、
    Ｍｇ ２．０〜４．５、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．０８、
    Ｓｉ ＜０．０７、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  24. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な航空宇宙用のシートまたは板製品であり、前記製品が、質量％で、
    Ｚｎ ８．５〜１０．０、
    Ｍｇ ２．５〜４．５、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．０８、
    Ｓｉ ＜０．０７、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  25. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な押出物であり、前記製品が、質量％で、
    Ｚｎ ７．５〜１１．０、
    Ｍｇ １．０〜５．０、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．１４、
    Ｓｉ ＜０．１２、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  26. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な航空宇宙用のシートまたは板製品であり、前記製品が、質量％で、
    Ｚｎ ８．５〜１０．０、
    Ｍｇ ２．５〜４．５、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｃｒ ０．０４〜０．２０、
    Ｚｒ ０．１５以下、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．０８、
    Ｓｉ ＜０．０７、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  27. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な工具用板製品であり、前記板製品が、質量％で、
    Ｚｎ ７．５〜１４．０、
    Ｍｇ １．０〜５．０、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧６．６−（０．４５×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．３０、
    Ｓｉ ＜０．２５、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  28. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な工具用板製品であり、前記板製品が、質量％で、
    Ｚｎ ７．５〜１４．０、
    Ｍｇ ２．０〜４．０、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．３０、
    Ｓｉ ＜０．２５、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  29. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な工具用板製品であり、前記板製品が、質量％で、
    Ｚｎ ７．５〜１２．０、
    Ｍｇ ２．０〜４．０、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．３０、
    Ｓｉ ＜０．２５、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  30. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な工具用板製品であり、前記板製品が、質量％で、
    Ｚｎ ９．５〜１２．０、
    Ｍｇ ２．５〜４．５、ただし、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．３０、
    Ｓｉ ＜０．２５、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  31. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な工具用板製品であり、前記板製品が、質量％で、
    Ｚｎ ８．５〜１１．０、
    Ｍｇ ２．５〜４．５、ここで、前記Ｍｇ含有量がＭｇ≧１０−（０．７９×Ｚｎ）に従って前記Ｚｎ含有量に依存しており、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．３０、
    Ｓｉ ＜０．２５、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になる、請求項１に記載の鍛造製品。
  32. 前記鍛造製品が、Ｔ６型またはＴ７型状態にある溶接可能な工具用板製品であり、前記板製品が、質量％で、
    Ｚｎ ９．５〜１２．０、
    Ｍｇ ２．５〜３．５、
    Ｃｕ ０．０３〜０．２５、
    Ｚｒ ０．０４〜０．１５、
    Ｔｉ ＜０．１０、
    Ｆｅ ＜０．３０、
    Ｓｉ ＜０．２５、
    各々＜０．０５、合計＜０．１５の残りの不可避な元素および不純物、ならびに残部アルミニウムから実質的になり、１９０ＨＢを超える硬度を有する、請求項１に記載の鍛造製品。
  33. 請求項１〜２４のいずれか一項に記載の鍛造アルミニウムＡＡ７０００シリーズ合金製品の製造方法であって、
    ａ）請求項１に記載の組成を有するインゴットを鋳造する工程、
    ｂ）鋳造後、前記インゴットを均質化および／または予熱する工程、
    ｃ）圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一種以上の方法により、前記インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
    ｄ）所望により前記予備加工製品およびどちらかを再加熱する工程、
    ｅ）前記予備加工製品を、所望の加工品形状に熱間加工および／または冷間加工する工程、
    ｆ）前記形成された加工品を、前記合金中の実質的にすべての可溶性構成成分を固溶体にするのに十分な温度および時間で、溶体化処理（ＳＨＴ）する工程、
    ｇ）前記溶体化処理した加工品を、好ましくは水または他の急冷媒体中で噴霧急冷または浸漬急冷の一方により、急冷する工程、
    ｈ）所望により、前記急冷した、または他の様式で冷間加工した加工品を延伸または圧縮して応力を除去する、例えばシート製品を平らにする工程、および
    ｉ）前記急冷し、所望により延伸または圧縮した加工品を人工的に時効処理し、所望の焼戻しを達成する工程
    を含んでなり、前記均質化処理が、第一均質化段階および所望により第二均質化段階を含んでなり、インゴットまたはスラブに対する前記第一均質化段階中の持続時間および温度が、前記インゴットまたはスラブ中の最冷点として定義される前記インゴットまたはスラブ中のコールドスポットがｍ−相析出物を溶解させるのに必要な溶解温度および溶解時間以上になるように、選択される、方法。
  34. 工程ｉ）の際に、前記製品が、Ｔ６型またはＴ７型焼戻しに人工的に時効処理される、請求項２７に記載の方法。
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