JP2021508357A - 飛行機の胴体を製造するためのアルミニウム−銅−リチウム合金製シートメタルの改良された製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、アルミニウム合金製展伸製品の製造方法において、ａ）重量％で、Ｃｕ：２．１〜２．８、Ｌｉ：１．１〜１．７、Ｍｇ：０．２〜０．９、Ｍｎ：０．２〜０．６、Ｔｉ：０．０１〜０．２、Ａｇ＜０．１、Ｚｒ＜０．０８、ＦｅおよびＳｉ：各々≦０．１、不可避的不純物は各々≦０．０５％でかつ合計≦０．１５、残分のアルミニウム、を含む合金製スラブを鋳造するステップと、ｂ）前記スラブを４８０〜５２０℃で５〜６０時間にわたり均質化するステップと、ｃ）前記均質化されたスラブをシートメタルの形に熱間圧延、および任意に冷間圧延するステップと、ｄ）４７０〜５２０℃で５分〜４時間にわたりシートメタルを溶体化処理するステップと、ｅ）溶体化処理されたシートメタルを焼入れするステップと、ｆ）溶体化処理され焼入れされたシートメタルを１〜６％の永久変形で、制御された引張を行うステップと、ｇ）引張られたシートメタルを、少なくとも１６０℃の温度で３０時間の最大時間にわたり加熱することによって時効するステップとを含む製造方法を目的とする。
【選択図】図３

Description

本発明は、概してリチウムを含むアルミニウムベースの２ｘｘｘ合金製シートメタルの製造方法、特に航空および宇宙産業の制約に著しく適応された改良されたこのような方法に関する。本発明に係る方法は、胴体用シートの製造のために特に適している。

合金の組成の観点と同様、製造方法の観点から見て、継続的な研究努力が航空機産業および宇宙産業において払われている。Ａｌ−Ｃｕ−Ｌｉ合金は、特に疲労、損傷耐性および力学的強度の間の調和に関して、従来の合金に比べて概して高い特性間の調和を提供することから、アルミニウム合金製の圧延製品、特に胴体の材料を製造するために極めて有利である。このことは、特に、Ａｌ−Ｃｕ−Ｌｉ合金製の展伸製品の厚みを削減できるようにし、こうしてこれらの製品がもたらす重量の削減をより一層最大化する。他方で、これらの製品の製造に際しては、半完成製品の製造におけるあらゆる時間節約が競争上の大きな利点となる、航空機産業の制約を考慮に入れることが重要である。

欧州特許第１９６６４０２号は、特に、極めて有利な特性をもつ胴体用シートにおいて、特に重量％でＣｕ：２．１〜２．８、Ｌｉ：１．１〜１．７、Ａｇ：０．１〜０．８、Ｍｇ：０．２〜０．６、Ｍｎ：０．２〜０．６、Ｚｒ＜０．０４、ＦｅおよびＳｉ各々≦０．１、不可避的不純物は各々≦０．０５でかつ合計≦０．１５、残分のアルミニウムを含む合金を用いて作り上げられたシートメタルを開示している。しかしながら、以下の実施例２において詳述されるように、このような製品は、その特性、特に力学的強度と靭性の間の調和を劣化させることなく、時効の時間の観点から見て最適化された製造方法に付されることができない。

国際公開第２０１１／１４１６４７号は、重量％で、２．１〜２．４％のＣｕ、１．３〜１．６％のＬｉ、０．１〜０．５１のＡｇ、０．２〜０．６％のＭｇ、０．０５〜０．１５％のＺｒ、０．１〜０．５％のＭｎ、０．０１〜０．１２％のＴｉ、任意にＣｒ、ＳｅおよびＨｆの中から選択され、選択された場合にはその元素の量がＣｒおよびＳｅについては０．０５〜０．３％、Ｈｆについては０．０５〜０．５％である少なくとも１つの元素、各々０．１以下の量のＦｅおよびＳｉ、および各々０．０５以下でかつ合計で０．１５以下の含有量の不可避的不純物を含む、アルミニウムベースの合金について記載している。この合金は、飛行機の翼の下面要素の製造に特に適応された押出し、圧延および／または鍛造製品の実現を可能にする。この文書において、実施例中で時効のために使用される温度は１５５℃である。

国際公開第２０１３／０５４０１３号は、２．１〜３．９重量％のＣｕ、０．７〜２．０重量％のＬｉ、０．１〜１．０重量％のＭｇ、０〜０．６重量％のＡｇ、０〜１重量％のＺｎ、多くとも０．２０重量％のＦｅ＋Ｓｉ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｅ、ＨｆおよびＴｉの中から選択され、選択された場合の量がＺｒについては０．０５〜０．１８重量％、Ｍｎについては０．１〜０．６重量％、Ｃｒについては０．０５〜０．３重量％、Ｓｅについては０．０２〜０．２重量％、Ｈｆについては０．０５〜０．５重量％、そしてＴｉについては０．０１〜０．１５重量％である少なくとも１つの元素、各々多くとも０．０５重量％でかつ合計では多くとも０．１５％である他の元素、残分のアルミニウムという組成を有するアルミニウム合金ベースの特に航空機産業向けの圧延製品の製造方法において、特に少なくとも０．５％で３％未満の累積変形を伴う平坦化および／または引張、およびシートメタルが０．１〜１３時間の間に１３０〜１７０℃の温度に達する短かい熱処理を実施する製造方法に関する。この文書において、実施例中で時効のために使用される温度は１５５℃である。

国際公開第２０１０／０５５２２５号は、アルミニウム合金ベースの押出し、圧延および／または鍛造製品の製造方法において、２．０〜３．５重量％のＣｕ、１．４〜１．８重量％のＬｉ、０．１〜０．５重量％のＡｇ、０．１〜１．０重量％のＭｇ、０．０５〜０．１８重量％のＺｒ、０．２〜０．６重量％のＭｎ、およびＣｒ、Ｓｃ、ＨｆおよびＴｉの中から選択され、選択された場合には量がＣｒとＳｃについては０．０５〜０．３重量％、Ｈｆについては０．０５〜０．５重量％、Ｔｉについては０．０１〜０．１５重量％である少なくとも１つの元素、残分のアルミニウムと不可避的不純物を含む液体金属浴を作り上げ、液体金属浴から未加工体を鋳造し、前記未加工体を、均質化のための５２０℃での等価時間が５〜２０時間となるような形で５１５℃〜５２５℃の温度で均質化する製造方法に関するものである。この文書において、実施例中での時効のために使用される温度は、１４５℃〜１５５℃である。

欧州特許第１９６６４０２号明細書 国際公開第２０１１／１４１６４７号 国際公開第２０１３／０５４０１３号 国際公開第２０１０／０５５２２５号

特に静力学的強度特性および靭性特性などの矛盾する特性の観点から見て、優れた特性調和を呈するアルミニウム−銅−リチウム合金製品に対するニーズが存在する。前記製品は同様に、単純で経済的でかつ競争上の大きな利点を提供することのできる方法によって獲得できるものでありながら、優れた熱安定性、優れた耐腐食性を有していなければならない。

本発明は、アルミニウム合金製展伸製品の製造方法において、
ａ． 重量％で、Ｃｕ：２．１〜２．８、Ｌｉ：１．１〜１．７、Ｍｇ：０．２〜０．９、Ｍｎ：０．２〜０．６、Ａｇ＜０．１、Ｚｒ＜０．０８、Ｔｉ：０．０１〜０．２、ＦｅおよびＳｉ：各々≦０．１、不可避的不純物は各々≦０．０５％でかつ合計≦０．１５、残分のアルミニウム、
を含む合金製スラブを鋳造するステップと、
ｂ． 前記スラブを４８０〜５２０℃で５〜６０時間にわたり均質化するステップと、
ｃ． 前記均質化されたスラブをシートメタルの形に熱間圧延、および任意に冷間圧延するステップと、
ｄ． ４７０〜５２０℃で１５分〜４時間にわたりシートメタルを溶体化処理するステップと、
ｅ． 溶体化処理されたシートメタルを焼入れするステップと、
ｆ． 溶体化処理され焼入れされたシートメタルを１〜６％の永久変形で、制御された引張を行うステップと、
ｇ． 引張られたシートメタルを、少なくとも１６０℃の温度で３０時間の最大時間にわたり加熱することによって時効するステップと
を含む製造方法を対象とする。

本発明の別の対象は、リチウムを含有する相のうち、δ’相を含まずＴ１相のみを含むことを特徴とする、本発明に係る方法により得ることのできる製品である。

合金Ａ製シートメタルについてのＴ−Ｌ方向におけるＲ曲線（供試体ＣＣＴ７６０） 合金Ａ製シートメタルについての弾性限界Ｒ_ｐ０．２（ＴＬ）に応じた靭性Ｋ_ｒ６０（Ｔ−Ｌ） 合金Ｂ製シートメタルについてのＴ−Ｌ方向におけるＲ曲線（供試体ＣＣＴ７６０） 合金２Ａ９７製の製品に適用された２段階時効の際の、第２の時効ステップの温度に応じた靭性Ｋｑ（２０１１年、Ｚｈｏｎｇらによる） 合金８０９０製の製品に適用された時効の温度に応じた靭性Ｋｑ（１９９１年、Ｄｕｎｃａｎ ａｎｄ Ｍａｒｔｉｎによる）

相反する記載のないかぎり、合金の化学的組成に関する全ての表示は、合金の総重量に基づく重量％として表現されている。１．４Ｃｕなる表現は、重量％で表わされた銅の含有量に１．４が乗じられることを意味する。合金の呼称は、当業者にとっては公知であるアルミニウム協会の規則に適合するものである。密度は、組成によって左右され、重量測定方法によってではなくむしろ計算によって決定される。値は、「Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ ａｎｄ Ｄａｔａ」の２−１２および２−１３ページに記されているアルミニウム協会の手順にしたがって計算される。冶金学的状態の定義は、欧州規格ＥＮ ５１５（１９９３）中に記されている。

引張静力学特性、換言すると破断強度Ｒ_ｍ、０．２％伸びにおける従来の弾性限界Ｒ_ｐ０．２、および破断伸びＡ％は、ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ６８９２−１／ＡＳＴＭＥ８−Ｅ８Ｍ−１３規格にしたがった引張試験によって決定され、試験の採取および方針はＥＮ４８５−１規格によって定義される。

Ｒ曲線として知られている、有効亀裂延長に応じた有効応力拡大係数を提供する曲線は、Ｅ５６１−１０規格（２０１０）にしたがって決定される。臨界応力拡大係数Ｋ_Ｃ、換言すると、亀裂を不安定にする拡大係数は、Ｒ曲線から計算される。応力拡大係数Ｋ_ＣＯは同様に、単調荷重の開始時における初期亀裂長を臨界荷重に帰することによって、計算される。これら２つの値は、所要形状の供試体について計算される。Ｋ_ａｐｐは、Ｒ曲線の試験を行なうために使用された供試体に対応する係数Ｋ_ＣＯを表わす。Ｋ_ｅｆｆは、Ｒ曲線の試験を行なうために使用された供試体に対応する係数Ｋ_Ｃを表わす。△ａ_{ｅｆｆ（ｍａｘ）}は、Ｒ曲線の最後の有効な点の亀裂の延長を表わす。Ｒ曲線の長さ（すなわち曲線の最大亀裂延長）は、特に胴体の設計にとってそれ自体重要なパラメータである。Ｋｒ６０は、６０ｍｍという有効亀裂延長△ａ_ｅｆｆについての有効応力拡大係数を表わす。

相反する記載のないかぎり、ＥＮ １２２５８（２０１２）規格の定義が適用される。

特性と同様に製造方法の観点から見て、航空機産業において使用され得る製品をより一層最適化しようとして、発明者らは、極めて意外にも、Ｌｉを含む２ｘｘｘ系の他の合金とは異なり、単純で極めて経済的な方法を用いて最適化された特性を有するＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ合金製製品を生産することが可能である、ということを確認した。したがって、本発明に係る方法は、詳細には、少なくとも１６０℃の温度で３０時間の最大時間にわたり加熱することによる引張を受けたシートメタルの時効ステップを含む。本発明の方法の後、特定の組成の製品は、先行技術の従来の方法、特に、典型的には約１５２℃で約４８時間の加熱による時効になると考えられる時効以外は本発明の方法と同一である方法にしたがって製造された同じ製品の靭性と等しいか、または８％未満、好適には５％未満、さらに一層好適には４％さらには２％未満の差の靭性を有する。本発明の方法の後で、特定の組成の製品は有利には、先行技術の従来の方法、特に、典型的には約１５２℃で約４８時間の加熱による時効になると考えられる時効以外は、本発明の方法と同一である方法にしたがって製造された同じ製品の弾性限界と等しいか、または８％未満、好適には５％未満、さらに一層好適には４％さらには２％未満の差の従来の弾性限界Ｒｐ０．２（ＴＬ）を有する。

本発明に係るアルミニウム合金製展伸製品の製造方法は、最初に特定の合金製スラブを鋳造するステップを含む。したがって、合金は、重量％で、Ｃｕ：２．１〜２．８、Ｌｉ：１．１〜１．７、Ｍｇ：０．２〜０．９、Ｍｎ：０．２〜０．６、Ｔｉ：０．０１〜０．２、Ａｇ＜０．１、Ｚｒ＜０．０８、ＦｅおよびＳｉ各々≦０．１、不可避的不純物は各々≦０．０５でかつ合計≦０．１５、残分のアルミニウムを含む。

有利な実施形態において、アルミニウム合金スラブは、２．２〜２．６重量％、好適には２．３〜２．５重量％のＣｕを含む。発明者らは、銅の含有量が２．８重量％超さらには２．６重量％超、またさらには２．５重量％超である場合、靭性特性は一定の事例において急速に低下し得るが、一方、銅含有量が２．１重量％未満さらには２．２重量％未満、またさらには２．３重量％未満である場合には、力学的強度が過度に低くなり得るということを発見した。

アルミニウム合金製スラブは、１．１〜１．７重量％のリチウムを含む。好ましくは、このスラブは１．２〜１．６重量％、さらには１．２５〜１．５５重量％のＬｉを含む。１．７重量％超さらには１．６重量％超、またさらには１．５５重量％超のリチウム含有量は、熱安定性の問題をひき起こす可能性がある。１．１重量％未満、さらには１．２重量％未満、またさらには１．２５重量％未満のリチウム含有量は、不適切な力学的強度をひき起こし、密度に関して利得が低くなる可能性がある。

アルミニウム合金製スラブは、０．２〜０．９重量％のマグネシウムを含む。有利な一態様によると、アルミニウム合金製スラブは０．２５〜０．７５重量％のＭｇを含む。

アルミニウム合金製スラブは０．０１〜０．２重量％のチタンを含む。Ｔｉ、ＴｉＢまたはＴｉＣの異なる形状でのチタンの添加により、鋳造スラブの際には、特に粒状構造を制御することが可能になる。有利な態様によると、アルミニウム合金製スラブは、０．０１〜０．１０重量％のＴｉを含む。

スラブはさらに０．１重量％未満の銀を含む。有利には、アルミニウム合金製スラブは０．０５重量％未満、好適には０．０４重量％未満のＡｇを含む。

アルミニウム合金製スラブは、０．２〜０．６重量％のマンガンを含む。好適には、該スラブは、０．２５〜０．４５重量％のＭｎを含む。該スラブは、０．０８重量％未満のジルコニウムを含む。さらに一層好ましい態様においては、該スラブは０．０５重量％未満、好適には０．０４重量％未満、そしてさらに一層好ましくは、０．０３重量％未満さらには０．０１重量％未満のＺｒを含む。ジルコニウムの含有量が低いことにより、本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ−Ａｇ−Ｍｇ−Ｍｎ合金の靭性を改善することが可能であり、詳細には、Ｒ曲線の長さが有意な形で増大する。粒状構造を制御するためにジルコニウムの代りにマンガンを使用することには、再結晶構造の獲得、および特に０．８〜１２．７ｍｍの厚みについての等方性特性などの、複数の補足的利点がある。有利にも、本発明に係る製品の再結晶化率は８０％超、好適には９０％超である。

鉄およびケイ素は概して、靭性特性に影響を及ぼす。鉄の量は、０．１重量％（好ましくは０．０５重量％）に制限されなければならず、ケイ素の量は、０．１重量％（好ましくは０．０５重量％）に制限されなければならない。

不可避的不純物は、各々０．０５重量％でかつ合計で０．１５重量％に制限されなければならない。

本発明に係る製造方法は、さらに、４８０〜５２０℃の温度で５〜６０時間の鋳放しのスラブの均質化ステップを含み、好ましくは、このステップは４９０〜５１０℃で、８〜２０時間実施される。５２０℃超の均質化温度は、実際、一定の事例において靭性性能を低減させる傾向をもつ。

均質化されたスラブはその後、シートメタルへと熱間圧延、および任意に冷間圧延される。有利な実施形態において、熱間圧延は、４２０〜４９０℃、好適には４４０〜４７０℃の初期温度で実施される。熱間圧延は好ましくは、約４〜１２．７ｍｍの厚みを得るために実施される。おおよそ４ｍｍ以下の厚みについては、必要に応じて冷間圧延ステップを任意に追加することができる。シートメタルの製造の場合には、得られたシートメタルは０．８〜１２．７ｍｍの厚みを有し、本発明は、１．６〜９ｍｍの厚みのシートメタルについてさらに有利であり、２〜７ｍｍの厚みのシートメタルについてさらに一層有利である。

圧延された製品はその後、好ましくは４７０〜５２０℃の温度で１５分〜４時間の熱処理によって溶体化処理され、次に、典型的には周囲温度で水を用いて焼入れされる。

溶体化処理された製品はその後、１〜６％の永久変形で、制御された引張ステップに付される。好ましくは、制御された引張は、２．５〜５％の永久変形で実施される。

予想外にも、本発明者らは、本発明に係る合金製製品を最適化された方法を用いて製造することができ、前記方法の時効ステップは、極めて高い温度、特に１６０℃超、さらにはそれ以上の温度でさえも実施可能であり、一方で時効の時間は結果として大幅に短縮可能である、ということを発見した。極めて意外にも、この方法の最適化は、製品の特性を劣化させることなく、詳細には、従来の弾性限界Ｒｐ０．２（ＬＴ）と靭性Ｋａｐｐ（Ｔ−Ｌ）の間の調和に影響を及ぼすことなく実施可能である。

したがって、引張を受けた製品は、少なくとも１６０℃の温度で３０時間の最大時間にわたる特殊な加熱による時効ステップに付される。好適には、時効を、少なくとも１６２℃、好適には少なくとも１６５℃、そしてさらに一層好適には少なくとも１７０℃の温度で、３０時間、有利には２８時間さらには２５時間または２０時間の最大時間にわたり実施することさえ可能である。有利には、時効ステップは、多くとも２００℃、好ましくは多くとも１９０℃、そして好適には多くとも１８０℃の温度で実施される。

好ましい一実施形態において、時効は１５〜３５時間、好適には２０〜３０時間に含まれる１６５℃における等価時間ｔ_ｉで実施される。１６５℃における等価時間ｔ_ｉは下記式、

により定義され、式中、Ｔ（ケルビン単位）は、時間ｔ（時間単位）と共に推移する金属処理の瞬間的温度であり、Ｔ_ｒｅｆは、４２８Ｋに定められた基準温度である。ｔ_ｉは、時間単位で表わされている。定数Ｑ／Ｒ＝１６４００Ｋは、値Ｑ＝１３６１００Ｊ／ｍｏｌが使用されたＣｕの拡散のための活性化エネルギーから誘導される。

本発明者らは、本発明に係る方法によって得られる製品が、リチウムを含む相のうち、δ’相（Ａｌ_３Ｌｉ）を含まず、Ｔ１相（Ａｌ_２ＣｕＬｉ）のみを含んでおり、このことが得られた製品の熱安定性に関して特に有利である、ということを確認した。

本発明の方法の後、特定の組成の製品は、先行技術の従来の方法、特に、典型的には約１５２℃で約４８時間の加熱による時効になると考えられる時効以外は本発明の方法と同一である方法にしたがって製造された同じ製品の靭性と等しいか、または８％未満、好適には５％未満、さらに一層好適には４％さらには２％未満の差の靭性Ｋａｐｐ（Ｔ−Ｌ）を有する。本発明の方法の後で、特定の組成の製品もまた有利には、先行技術の従来の方法、特に、典型的には約１５２℃で約４８時間の加熱による時効になると考えられる時効以外は本発明の方法と同一である方法にしたがって製造された同じ製品の弾性限界と等しいか、または８％未満、好ましくは５％未満、さらに一層好適には４％さらには２％未満の差の従来の弾性限界Ｒｐ０．２（ＬＴ）を有する。

好ましい実施形態によると、本発明に係る方法は、以下の特性のうちの少なくとも１つ、有利には少なくとも２つさらには３つ以上を有する製品の獲得を可能にする：
− 少なくとも３３０ＭＰａ、好適には少なくとも３３５ＭＰａ、そしてさらに一層好適には少なくとも３４０ＭＰａの従来の弾性限界、Ｒｐ０．２（Ｌ）、
− 少なくとも３２５ＭＰａ、好適には少なくとも３３０ＭＰａ、そしてさらに一層好適には少なくとも３３５ＭＰａの従来の弾性限界、Ｒｐ０．２（ＬＴ）、
− 少なくとも１３０ＭＰａ√ｍ、好適には少なくとも１３５ＭＰａ√ｍ、そしてさらに一層好適には少なくとも１４０ＭＰａ√ｍの平面応力靭性、Ｋａｐｐ（Ｔ−Ｌ）、
− 少なくとも１７５ＭＰａ√ｍ、好適には少なくとも１８０ＭＰａ√ｍ、そしてさらに一層好適には少なくとも１８５ＭＰａ√ｍの、６０ｍｍの有効亀裂延長△ａ_ｅｆｆについての有効応力拡大係数、Ｋｒ６０（Ｔ−Ｌ）。

さらに、先の態様と矛盾しない好ましい実施形態によると、本発明に係る方法は、非常に優れた熱安定性を有する製品の獲得を可能にする。したがって、有利には、本発明に係る方法の後、すなわち少なくとも１６０℃の温度で３０時間の最大時間にわたる加熱による時効の後、および８５℃で１０００時間の熱処理の後に、直接得られた製品は、７％超、好適には５％超、そしてさらに一層好適には４％さらには２％超の差異を示さない、平面応力靭性Ｋａｐｐ（Ｔ−Ｌ）および／または６０ｍｍの有効亀裂延長△ａ_ｅｆｆについての有効応力拡大係数Ｋｒ６０（Ｔ−Ｌ）を有する。

有利には、本発明に係る製品は、シートメタル、より好適には薄いシート、さらに一層好適には胴体用の薄いシートである。したがって本発明に係る製品は、有利にも、航空機用胴体パネルにおいて使用可能である。

これらの態様ならびに本発明の他の態様について、例示的かつ非限定的な以下の実施例を用いてさらに詳細に説明する。

実施例１
表１に例示されている組成の合金Ａは、本発明に係る合金である。

合金Ａ製シートメタルの製造に使用された方法は、以下の通りであった：合金Ａ製の厚み約４００ｍｍのスラブを鋳造し、５０８℃で約１２時間均質化し、スカルピングした。厚み４ｍｍのシートメタルを得るためスラブを熱間圧延した。該スラブを約５００℃で溶体化処理させ、次に冷水で焼入れした。その後、シートメタルに３〜４％の永久伸びで引張を行った。シートメタルの異なる供試体に対し、次の時効を行なった。１５２℃で４８時間、１５５℃で４０時間、１６０℃で３０時間、および１６５℃で２５時間。

各々の時効条件について、シートメタルの一部分を８５℃で１０００時間の熱安定性テストに付した。

ＡＳＴＭ Ｅ５６１−１０規格（２０１０）にしたがって、Ｒ曲線試験によりシートメタルの靭性を特徴付けした。試験は、全厚ＣＣＴ供試体（Ｗ＝７６０ｍｍ、２ａ０＝２５３ｍｍ）を用いて行なった。結果全体は、表２に報告され図１に示されている。

引張静力学特性およびＴ−Ｌ方向における靭性を測定するために、全厚で供試体を採取した。靭性測定のために使用された供試体は、ＣＣＴ７６０幾何形状、すなわち７６０ｍｍ（Ｌ）×１２５０ｍｍ（ＴＬ）の供試体であった。

結果は、表３に報告され図２に示されている。図２は、弾性限界と靭性の間の良好な調和の維持、特に、時効条件の如何に関わらない優れた靭性の維持を立証している。

実施例２
表４に提示された組成の合金Ｂは、特に欧州特許第１９６６４０２号明細書から公知である基準合金である。

合金Ｂ製シートメタルの製造に使用された方法は、以下の通りであった：合金Ｂ製の厚み約４００ｍｍのスラブを鋳造し、５００℃で約１２時間均質化し、スカルピングした。厚み５ｍｍのシートメタルを得るためスラブを熱間圧延した。該スラブを約５００℃で溶体化処理させ、次に冷水で焼入れした。その後、シートメタルに１〜５％の永久伸びで引張を行った。シートメタルの異なる供試体に対し、次の時効を行なった。１５２℃で４８時間、および１６５℃で２５時間。

ＡＳＴＭ Ｅ５６１−１０規格（２０１０）にしたがって、Ｒ曲線試験によりシートメタルの靭性を特徴付けした。試験は、全厚ＣＣＴ供試体（Ｗ＝７６０ｍｍ、２ａ０＝２５３ｍｍ）を用いて行なった。結果全体は、表５に報告され図３に示されている。

引張静力学特性およびＴ−Ｌ方向における靭性を測定するために、全厚で供試体を採取した。靭性測定のために使用された供試体は、ＣＣＴ７６０幾何形状、すなわち７６０ｍｍ（Ｌ）×１２５０ｍｍ（ＴＬ）の供試体であった。

結果は、表６に報告されている。

実施例３
高温時効効果は同様に、文献中でも調査されてきた。この実施例は、特に銅およびリチウムを含むアルミニウム合金に対する本発明の高温時効のような高温時効が靭性にもたらす公知の影響を明らかにしている、以下で引用する論文の中で提示されたデータを再度取り上げたものである。

「２Ａ９７アルミニウム−リチウム合金の強度および破断靭性に対する時効処理の影響」Ｓ．Ｚｈｏｎｇら、Ｔｈｅ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔａｌｓ、第２１巻、ｎ３、２０１１年。

「８０９０Ａｌ−Ｌｉ合金の破断靭性に対する時効温度の影響」、Ｋ．Ｊ．ＤｕｎｃａｎおよびＪ．Ｗ．Ｍａｒｔｉｎ、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ、第１０巻、Ｉｓｓｕｅ １８、１０９８〜１１００ページ、１９９１年。

Ｚｈｏｎｇらの論文は、２Ａ９７Ａｌ−Ｃｕ−Ｌｉ合金に関するものである。この論文は、２Ａ９７合金製製品に対する２ステップ時効の際の第２の時効ステップの温度上昇により誘発される靭性の低下を明らかにしている。図４は、以下の時効条件を提示する：
− １３５℃で１６時間＋１３５℃で３２時間、
− １３５℃で１６時間＋１５０℃で１８時間（１３５℃で１６時間＋１３５℃で３２時間の２段階時効に比べて６％の靭性低下）、
− １３５℃で１６時間＋１７５℃で６時間（１３５℃で１６時間＋１３５℃で３２時間の２段階時効に比べて１６％の靭性低下）。

ＤｕｎｃａｎおよびＭａｒｔｉｎの論文は８０９０Ａｌ−Ｌｉ合金に関する。この論文の目的は、恒常な硬度（類似の静的特性）の材料における時効温度の上昇に伴う靭性の変動を調査することにあった。こうして、同じ時効状態（同じ硬度）について８０９０合金製製品に対する時効温度の上昇によって誘発される靭性の低下が明らかにされた。図５は、以下の時効条件を提示している：
− １３０℃で３２０時間、
− １５０℃で７８時間（１３０℃で３２０時間の時効に比べて９％の靭性低下）、
− １７０℃で３２時間（１３０℃で３２０時間の時効に比べて２０％の靭性低下）、
− １９０℃で８．３時間（１３０℃で３２０時間の時効に比べて２７％の靭性低下）。

実施例４
透過電子顕微鏡での検査を、本発明に係る製品および基準製品に対して行なった。合金Ａ製スラブを実施例１中で説明された方法にしたがって加工した。合金Ｂ製スラブを実施例２の方法にしたがって加工した。１３０℃で１５０時間（Ｒ１）または１４０℃で１２０時間（Ｒ２）または１５２℃で４８時間（Ｒ３）または１７５℃で２０時間（Ｒ４）の４種の時効を実施した。合金Ａについては、時効Ｒ１、Ｒ２およびＲ４を実施した。合金Ｂについては、時効Ｒ３を実施した。得られた製品を、透過電子顕微鏡によって観察した。供試体は、２重噴射の電気化学薄化（３０％のＨＮＯ_３＋メタノール、２０Ｖ、−３０℃）によって調製した。電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）用エネルギーフィルタ、ＳＩＳ画像分析システムおよびＥＤＸ分析システム（ＬＩＮＫ ＯＸＦＯＲＤ）が備わった透過電子顕微鏡ＬＥＯ ＥＭ９１２ ＯＭＥＧＡ １２０ｋＶを使用した。画像は、Ｓｌｏｗ Ｓｃａｎ ＣＣＤカメラ（大きいダイナミックレンジおよび応答線形性のため高品質であるデジタル画像）によってか、ＳＩＴカメラ（ＴＶ速度での「広視野」画像）によってか、またはフィルム面上で（回析図を記録するため）獲得した。加速電圧は１２０ｋＶであった。

− 本発明に係る時効Ｒ４を用いて合金Ａで得た製品については、δ’タイプの析出物（Ａｌ_３Ｌｉ）は見られず、Ｔ１相（Ａｌ_２ＣｕＬｉ）のみが観察される。発明外の時効Ｒ１およびＲ２については、δ’相に対応する回析図が観察される。合金Ｂで実施された時効Ｒ３については、同様にδ’相もより少ない量で観察される。

Claims (13)

1. アルミニウム合金製展伸製品の製造方法において、
   ａ． ２．１〜２．８重量％のＣｕ、
   １．１〜１．７重量％のＬｉ、
   ０．２〜０．９重量％のＭｇ、
   ０．２〜０．６重量％のＭｎ、
   ０．０１〜０．２重量％のＴｉ、
   ０．１重量％未満のＡｇ、
   ０．０８重量％未満のＺｒ、
   各々０．１重量％以下の量のＦｅおよびＳｉ、
   各々０．０５重量％以下でかつ合計０．１５重量％以下の含有量の不可避的不純物、
   残分のアルミニウム
   を含む合金製スラブを鋳造するステップと、
   ｂ． 前記スラブを４８０〜５２０℃で５〜６０時間にわたり均質化するステップと、
   ｃ． 前記均質化されたスラブをシートメタルの形に熱間圧延、および任意に冷間圧延するステップと、
   ｄ． ４７０〜５２０℃で１５分〜４時間にわたりシートメタルを溶体化処理するステップと、
   ｅ． 溶体化処理されたシートメタルを焼入れするステップと、
   ｆ． 溶体化処理され焼入れされたシートメタルを１〜６％の永久変形で、制御された引張を行うステップと、
   ｇ． 引張られたシートメタルを、少なくとも１６０℃、好適には少なくとも１６５℃の温度で３０時間、好適には２５時間の最大時間にわたり加熱することによって時効するステップと
   を含む製造方法。
2. 時効ステップｇが、１５〜３５時間、好適には２０〜３０時間に含まれる１６５℃における等価時間ｔ_ｉで実施され、１６５℃における等価時間ｔ_ｉが下記式、
   

   

   により定義され、式中、Ｔ（ケルビン単位）は、時間ｔ（時間単位）と共に推移する金属処理の瞬間的温度であり、およびＴ_ｒｅｆは、４２８Ｋに定められた基準温度である、請求項１に記載の製造方法。
3. アルミニウム合金製スラブが、２．２〜２．６重量％、好適には２．３〜２．５重量％のＣｕを含む、請求項１または２に記載の製造方法。
4. アルミニウム合金製スラブが、１．２〜１．６重量％、好適には１．２５〜１．５５重量％のＬｉを含む、請求項１から３のいずれか一つに記載の製造方法。
5. アルミニウム合金製スラブが、０．２５〜０．７５重量％のＭｇを含む、請求項１から４のいずれか一つに記載の製造方法。
6. アルミニウム合金製スラブが、０．２５〜０．４５重量％のＭｎを含む、請求項１から５のいずれか一つに記載の製造方法。
7. アルミニウム合金製スラブが、０．０５重量％未満、好適には０．０４重量％未満のＡｇを含む、請求項１から６のいずれか一つに記載の製造方法。
8. アルミニウム合金製スラブが、０．０５重量％未満、好適には０．０４重量％未満のＺｒを含む、請求項１から７のいずれか一つに記載の製造方法。
9. 熱間圧延が、４２０〜４９０℃、好適には４４０〜４７０℃の初期温度で実施される、請求項１から８のいずれか一つに記載の製造方法。
10. シートの制御された引張が、２．５〜５％の永久変形で実施される、請求項１から９のいずれか一つに記載の製造方法。
11. リチウムを含有する相のうち、δ’相を含まずＴ１相のみを含むことを特徴とする、請求項１から１０のいずれか一つに記載の方法により得ることのできる製品。
12. − 少なくとも３３０ＭＰａ、好適には少なくとも３３５ＭＰａ、そしてさらに一層好適には少なくとも３４０ＭＰａの従来の弾性限界Ｒｐ０．２（Ｌ）、
    − 少なくとも３２５ＭＰａ、好適には少なくとも３３０ＭＰａ、そしてさらに一層好適には少なくとも３３５ＭＰａの従来の弾性限界Ｒｐ０．２（ＬＴ）、
    − 少なくとも１３０ＭＰａ√ｍ、好適には少なくとも１３５ＭＰａ√ｍ、そしてさらに一層好適には少なくとも１４０ＭＰａ√ｍの平面応力靭性、Ｋａｐｐ（Ｔ−Ｌ）、
    − 少なくとも１７５ＭＰａ√ｍ、好適には少なくとも１８０ＭＰａ√ｍ、そしてさらに一層好適には少なくとも１８５ＭＰａ√ｍの、６０ｍｍの有効亀裂延長△ａ_ｅｆｆについての有効応力拡大係数、Ｋｒ６０（Ｔ−Ｌ）、
    という特性のうちの少なくとも１つ、有利には少なくとも２つ、好適には３つ以上を有する製品の、請求項１１に記載の製品。
13. ８５℃で１０００時間の熱処理後、７％超、好適には５％超、そしてさらに一層好適には４％さらには２％超の差異を示さない、平面応力靭性Ｋａｐｐ（Ｔ−Ｌ）および／または６０ｍｍの有効亀裂延長△ａ_ｅｆｆについての有効応力拡大係数Ｋｒ６０（Ｔ−Ｌ）を有することを特徴とする、請求項１１または１２に記載の製品。
    
    

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