JP3222124B2 - 超高強度ａｌ―ｃｕ―ｌｉ―ｍｇ合金 - Google Patents
超高強度ａｌ―ｃｕ―ｌｉ―ｍｇ合金Info
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
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Description
【発明の詳細な説明】 発明の分野 本発明は、冷間加工の有無に無関係の高い人工時効強
度、冷間加工の有無に無関係の強力な自然時効反応、高
い強度／延性の組み合わせ、低密度、及び高い係数のよ
うな極めて望ましい特性を持つことが明らかにされた、
Al−Cu−Li−Mg系合金に関する。さらに、この合金は良
好な溶接性、腐食抵抗、極低温特性及び高温特性を持
つ。これらの合金は航空宇宙機器、航空機、装甲板及び
装甲車の用途に特に適している。これらの用途では、比
強度（強度を密度で除したもの）の高いことが重要であ
り、自然時効作用の良好であることが実用的である。何
故なら、多くの場合完全な熱処理を行うことが実際的で
ないからである。さらに、本合金はその溶接性が良いか
ら溶接によって結合される構造物に使用できる。
度、冷間加工の有無に無関係の強力な自然時効反応、高
い強度／延性の組み合わせ、低密度、及び高い係数のよ
うな極めて望ましい特性を持つことが明らかにされた、
Al−Cu−Li−Mg系合金に関する。さらに、この合金は良
好な溶接性、腐食抵抗、極低温特性及び高温特性を持
つ。これらの合金は航空宇宙機器、航空機、装甲板及び
装甲車の用途に特に適している。これらの用途では、比
強度（強度を密度で除したもの）の高いことが重要であ
り、自然時効作用の良好であることが実用的である。何
故なら、多くの場合完全な熱処理を行うことが実際的で
ないからである。さらに、本合金はその溶接性が良いか
ら溶接によって結合される構造物に使用できる。
本発明によれば、Cu,Li及びMgの量を指定範囲内に規
定することによってAl−Cu−Li−Mg系合金の性質が著し
く改善される。５乃至７重量パーセントのCuを含有する
Al合金の場合、Liの量を01乃至2.5重量パーセントの範
囲内に保たなければならず、またMgの量を0.05乃至４重
量パーセントまでに制限しなければならない。3.5乃至
５重量パーセントのCuを含有するAl合金の場合、Li含有
率を0.8乃至1.8重量パーセントまでに制限しなければな
らず、そしてMg含有率を0.25乃至1.0重量パーセントの
範囲内に保たなければならない。本発明によれば、Liに
たいするCuの重量パーセント比の高いAl−Cu−Li−Mg合
金を造ることによって特別な利益が得られる。
定することによってAl−Cu−Li−Mg系合金の性質が著し
く改善される。５乃至７重量パーセントのCuを含有する
Al合金の場合、Liの量を01乃至2.5重量パーセントの範
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量パーセントまでに制限しなければならない。3.5乃至
５重量パーセントのCuを含有するAl合金の場合、Li含有
率を0.8乃至1.8重量パーセントまでに制限しなければな
らず、そしてMg含有率を0.25乃至1.0重量パーセントの
範囲内に保たなければならない。本発明によれば、Liに
たいするCuの重量パーセント比の高いAl−Cu−Li−Mg合
金を造ることによって特別な利益が得られる。
発明の背景 アルミニウム及びその合金の、低コスト、低密度、耐
触性、および加工の容易さなどの優れた性質はよく知ら
れている。
触性、および加工の容易さなどの優れた性質はよく知ら
れている。
アルミニウム合金の強度を向上させる重要な方法の１
つは熱処理である。アルミニウム合金の熱処理には従来
３つの基本的な工程が用いられる：（１）溶体化処理；
（２）急冷；及び（３）時効である。さらに、低温加工
工程が時効の前に加えられることが多い。溶体化処理
は、十分な高温において且つ十分永い時間、合金を均熱
し、アルミニウム中に析出物形成元素がほぼ均一に含ま
れた固溶体を造ることである。その目的は実際に可能な
最大量の可溶性硬化元素を固溶体中に取り入れることで
ある。急冷は溶体化処理の間に造られた固溶体を迅速に
冷却して、室温において過飽和の固溶体を造るためであ
る。時効工程は迅速に冷却された過飽和の固溶体から強
化析出物を形成させるためである。析出物は自然（雰囲
気温度）、または人工（高温）時効技術を用いて形成さ
れる。自然時効において、急冷された合金は比較的長時
間、−20乃至＋50℃の温度、一般的には室温に保持され
る。ある合金組成物の場合、自然時効のみから得られる
析出硬化によって有益な物理的ならびに機械的性質がも
たらされる。人工時効において、急冷された合金は析出
硬化をもたらすため一般に約５乃至48時間の間、通常10
0乃至200℃の温度に保持される。
つは熱処理である。アルミニウム合金の熱処理には従来
３つの基本的な工程が用いられる：（１）溶体化処理；
（２）急冷；及び（３）時効である。さらに、低温加工
工程が時効の前に加えられることが多い。溶体化処理
は、十分な高温において且つ十分永い時間、合金を均熱
し、アルミニウム中に析出物形成元素がほぼ均一に含ま
れた固溶体を造ることである。その目的は実際に可能な
最大量の可溶性硬化元素を固溶体中に取り入れることで
ある。急冷は溶体化処理の間に造られた固溶体を迅速に
冷却して、室温において過飽和の固溶体を造るためであ
る。時効工程は迅速に冷却された過飽和の固溶体から強
化析出物を形成させるためである。析出物は自然（雰囲
気温度）、または人工（高温）時効技術を用いて形成さ
れる。自然時効において、急冷された合金は比較的長時
間、−20乃至＋50℃の温度、一般的には室温に保持され
る。ある合金組成物の場合、自然時効のみから得られる
析出硬化によって有益な物理的ならびに機械的性質がも
たらされる。人工時効において、急冷された合金は析出
硬化をもたらすため一般に約５乃至48時間の間、通常10
0乃至200℃の温度に保持される。
熱処理によってAl合金の強度の増加し得る程度は使用
する合金添加物の種類と量によって決まる。アルミニウ
ム合金に銅をある量まで加えることによって強度が改善
される、そしてある場合には溶接性が向上する。Al−Cu
合金にマグネシウムをさらに加えることは、耐食性を改
善し、冷間加工を先に行わない場合の自然時効反応を強
め、そして強度を増す。しかしMg濃度が比較的低いとき
でも溶接性は減少する。
する合金添加物の種類と量によって決まる。アルミニウ
ム合金に銅をある量まで加えることによって強度が改善
される、そしてある場合には溶接性が向上する。Al−Cu
合金にマグネシウムをさらに加えることは、耐食性を改
善し、冷間加工を先に行わない場合の自然時効反応を強
め、そして強度を増す。しかしMg濃度が比較的低いとき
でも溶接性は減少する。
銅とマグネシウムの両方を含有するアルミニウム合金
で市販されているものの１つは 合金2024であってその
公称組成はAl−4.4Cu−1.5Mg−0.6Mnである。合金2024
は広く用いられている合金であって、高強度で、粘り強
く、高温特性が良好であり、自然時効反応も良好であ
る。しかし、その耐蝕性は、いくつかの焼もどし（temp
er）条件のときに貧弱であり、本発明の合金の場合に得
られる超高強度及び極めて強力な自然時効反応を示さな
い、そして溶接が限定的に可能であるにすぎない。2024
の溶接継ぎ手は殆どの場合実用的に使用できるとは考え
られていない。
で市販されているものの１つは 合金2024であってその
公称組成はAl−4.4Cu−1.5Mg−0.6Mnである。合金2024
は広く用いられている合金であって、高強度で、粘り強
く、高温特性が良好であり、自然時効反応も良好であ
る。しかし、その耐蝕性は、いくつかの焼もどし（temp
er）条件のときに貧弱であり、本発明の合金の場合に得
られる超高強度及び極めて強力な自然時効反応を示さな
い、そして溶接が限定的に可能であるにすぎない。2024
の溶接継ぎ手は殆どの場合実用的に使用できるとは考え
られていない。
そのほかの市販のAl−Cu−Mg合金は合金2519であって
その公称組成はAl−5.6Cu−0.2Mg−0.3Mn−0.2Zr−0.06
Ti−0.05Vである。この合金はアルコア（Alcoa）によっ
て2219の改良品として開発され、現在、各種の航空宇宙
の用途に用いられている。Al−Cu系に対するMgの添加
は、低温加工を先に行わずに自然時効反応を可能にする
が、2519の強度は、最も高強度の焼きもどしの場合に22
19より少し改善されるにすぎない。
その公称組成はAl−5.6Cu−0.2Mg−0.3Mn−0.2Zr−0.06
Ti−0.05Vである。この合金はアルコア（Alcoa）によっ
て2219の改良品として開発され、現在、各種の航空宇宙
の用途に用いられている。Al−Cu系に対するMgの添加
は、低温加工を先に行わずに自然時効反応を可能にする
が、2519の強度は、最も高強度の焼きもどしの場合に22
19より少し改善されるにすぎない。
モンドルフォ（Mondolfo）による従来のAl−Cu−Mg合
金に関する再検討の研究によれば、MgにたいするCuの比
が８対１より大きい合金において、主要な硬化剤はCuAl
2の種類の析出物である［アルミニウム・アロイズ（ALU
MINUM ALLOYS）：ストラクチュア・アンド・プロパーテ
ィズ（STRUCTURE AND PROPERTIES）、L.F.モンドルフ
ォ、ボストン：バターワーズズ（Butterworths）、1976
年、502頁を参照されたい］。
金に関する再検討の研究によれば、MgにたいするCuの比
が８対１より大きい合金において、主要な硬化剤はCuAl
2の種類の析出物である［アルミニウム・アロイズ（ALU
MINUM ALLOYS）：ストラクチュア・アンド・プロパーテ
ィズ（STRUCTURE AND PROPERTIES）、L.F.モンドルフ
ォ、ボストン：バターワーズズ（Butterworths）、1976
年、502頁を参照されたい］。
ポルメアー（Polmear）は米国特許第4,772,342号にお
いて、Al−Cu系に銀とマグネシウムを加えて高温特性を
改良している。好ましい合金の組成はAl−6.0Cu−0.5Mg
−0.4Ag−0.5Mn−0.15Zr−0.10V−0.05Siである。ポリ
メアーは観察された強度増加をMgとAgの存在時に生じる
「オメガ相」（“omega phase"）と結び付けている
［「デベロプメント・オブ・アン・エクスペリメンタル
・ロウト・アルミニウム・アロイ・フォア・ユース・ア
ット・エレベイテッド・テンペレイチュアーズ，」
（“Development of an Experimental Wrought Aluminu
m Alloy for Use at Elevated Temperatures,"）ポルメ
アー、アルミニウム・アロイズ（ALUMINUM ALLOYS）：
ゼア・フィジカル・アンド・メカニカル・プロパーティ
ズ（THEIR PHYSICAL AND MECHANICAL PROPERTIES）、E.
A.スターク（Starke）,Jr.及びT.H.サンダース（Sander
s）,Jr.,編集者、インターナショナル・コンファレンス
（Internation Conference）のコンフアレンス・プロシ
ーディングズ（Conference Proceedings）ボリーム（Vo
lume）Ｉ、ユニバーシティ・オブ・バージニア、シャー
ロットビル（Charlottesville）,VA、1986年６月15−20
日,661−674頁，カメレオン・プレス（Chameleon Pres
s），ロンドン、を参照願う］。
いて、Al−Cu系に銀とマグネシウムを加えて高温特性を
改良している。好ましい合金の組成はAl−6.0Cu−0.5Mg
−0.4Ag−0.5Mn−0.15Zr−0.10V−0.05Siである。ポリ
メアーは観察された強度増加をMgとAgの存在時に生じる
「オメガ相」（“omega phase"）と結び付けている
［「デベロプメント・オブ・アン・エクスペリメンタル
・ロウト・アルミニウム・アロイ・フォア・ユース・ア
ット・エレベイテッド・テンペレイチュアーズ，」
（“Development of an Experimental Wrought Aluminu
m Alloy for Use at Elevated Temperatures,"）ポルメ
アー、アルミニウム・アロイズ（ALUMINUM ALLOYS）：
ゼア・フィジカル・アンド・メカニカル・プロパーティ
ズ（THEIR PHYSICAL AND MECHANICAL PROPERTIES）、E.
A.スターク（Starke）,Jr.及びT.H.サンダース（Sander
s）,Jr.,編集者、インターナショナル・コンファレンス
（Internation Conference）のコンフアレンス・プロシ
ーディングズ（Conference Proceedings）ボリーム（Vo
lume）Ｉ、ユニバーシティ・オブ・バージニア、シャー
ロットビル（Charlottesville）,VA、1986年６月15−20
日,661−674頁，カメレオン・プレス（Chameleon Pres
s），ロンドン、を参照願う］。
知られているとおり、Al−Mg合金及びAl−Cu合金にリ
チウムを加えると、密度が低下し、弾性係数が増し、そ
して比剛性が大幅に改善され、人工時効硬化反応が強化
される。しかし従来のAl−Li合金は一般的に、必要な強
度水準において延性が比較的低く、かつじん性が必要と
されるより低いことが多く、そのためそれらの用途が少
ない。
チウムを加えると、密度が低下し、弾性係数が増し、そ
して比剛性が大幅に改善され、人工時効硬化反応が強化
される。しかし従来のAl−Li合金は一般的に、必要な強
度水準において延性が比較的低く、かつじん性が必要と
されるより低いことが多く、そのためそれらの用途が少
ない。
融解及び鋳造における問題点がAl−Li合金の使用を限
られたものにしている。例えば、Liの反応性は極めて強
いから、Al−Liの融解物は炉のライニング中の耐火材と
反応する。また、融解物上の雰囲気は酸化の問題を軽減
するため制御しなければならない。さらに、リチウムは
アルミニウムの熱伝導率を低下させ、直接−冷却鋳造時
のインゴットからの熱の除去を一層困難にし、そのため
鋳造速度を低下させる。さらに、2.2乃至2.7パーセント
のリチウムを含有するAl−Li融解物は最近の市販のAl−
Li合金の場合に一般的であるが、これには、爆発の危険
性がかなりある。現在までのところ、これらの新しいAl
−Li合金による特性上の利益は十分でなく、上述の問題
点に起因する製造コストの増大を相殺するに至っていな
い。その結果、これらは2024及び7075のような従来の合
金に取って代わることができない。本発明の好ましい合
金はこれら融解及び鋳造上の問題をそれ程大きな程度に
は生じない。何故ならそれらのLi含有率がより低いから
である。
られたものにしている。例えば、Liの反応性は極めて強
いから、Al−Liの融解物は炉のライニング中の耐火材と
反応する。また、融解物上の雰囲気は酸化の問題を軽減
するため制御しなければならない。さらに、リチウムは
アルミニウムの熱伝導率を低下させ、直接−冷却鋳造時
のインゴットからの熱の除去を一層困難にし、そのため
鋳造速度を低下させる。さらに、2.2乃至2.7パーセント
のリチウムを含有するAl−Li融解物は最近の市販のAl−
Li合金の場合に一般的であるが、これには、爆発の危険
性がかなりある。現在までのところ、これらの新しいAl
−Li合金による特性上の利益は十分でなく、上述の問題
点に起因する製造コストの増大を相殺するに至っていな
い。その結果、これらは2024及び7075のような従来の合
金に取って代わることができない。本発明の好ましい合
金はこれら融解及び鋳造上の問題をそれ程大きな程度に
は生じない。何故ならそれらのLi含有率がより低いから
である。
Mgを含有するAl−Li合金はよく知られているが、これ
らは一般的に延性が低く、じん性に乏しいという欠点を
持っている。このような系の１つが低密度の、溶接の可
能なソビエット合金01420であって、これはフリドリア
ンダー（Fridlyander）ほかに与えられた英国特許第1,1
72,736号に開示されており、その公称組成はAl−5Mg−2
Liである。
らは一般的に延性が低く、じん性に乏しいという欠点を
持っている。このような系の１つが低密度の、溶接の可
能なソビエット合金01420であって、これはフリドリア
ンダー（Fridlyander）ほかに与えられた英国特許第1,1
72,736号に開示されており、その公称組成はAl−5Mg−2
Liである。
合金2020のような銅を含有するAl−Li合金もまたよく
知られている。このものは1950年代に開発されたが、製
造上の問題点及び低い延性のゆえに生産が取止めになっ
た。合金2020はレバロン（LeBaron）に与えられた米国
特許第2,381,219号において開示されている範囲に属
す。この特許は合金が「マグネシウムを含まない」、す
なわち合金中のMgは不純物としてのみ存在し、0.01パー
セント未満であることを強調している。そのうえ、レバ
ロンによって開示されている合金はCd,Hg,Ag,Sn,In,及
びZnから選ばれる１以上の元素の存在を必要とする。合
金2020は比較的密度が低く、剥離腐食抵抗及び応力腐食
割れが良好であり、やや高温においては使用できる割合
までその強度を保持する。しかしこれは、高強度焼きも
どしのときに延性が低く、破壊じん性特性が劣るという
欠点を持ち、そのため用途が少ない。
知られている。このものは1950年代に開発されたが、製
造上の問題点及び低い延性のゆえに生産が取止めになっ
た。合金2020はレバロン（LeBaron）に与えられた米国
特許第2,381,219号において開示されている範囲に属
す。この特許は合金が「マグネシウムを含まない」、す
なわち合金中のMgは不純物としてのみ存在し、0.01パー
セント未満であることを強調している。そのうえ、レバ
ロンによって開示されている合金はCd,Hg,Ag,Sn,In,及
びZnから選ばれる１以上の元素の存在を必要とする。合
金2020は比較的密度が低く、剥離腐食抵抗及び応力腐食
割れが良好であり、やや高温においては使用できる割合
までその強度を保持する。しかしこれは、高強度焼きも
どしのときに延性が低く、破壊じん性特性が劣るという
欠点を持ち、そのため用途が少ない。
Al−Cu−Li合金において最大強度を達成するために
は、雰囲気温度または雰囲気に近い温度における材料の
圧延及び／または延伸作業を一般的に含む冷間加工工程
を、時効の前に導入することが必要である。冷間加工の
結果として導入されるひずみが合金内に転位を生じ、そ
れが強化析出物に対する核形成部位として役立つ。特
に、従来のAl−Cu−Li合金は、高強度、すなわち、70ks
iより大きい極限引張り強さ（UTS）、を得るために人工
時効の前に冷間加工されなければならない。これらの合
金の冷間加工は、Al2CuLi（T1）及びAl2Cu［シータ−プ
ライム（theta−prime）］析出物の容積割合を高めるた
め必要である。というのは、析出物は容積に対する表面
積の比が大であるため、アルミニウム固溶体の地（matr
ix）におけるよりも転位部分上に、はるかに容易に核を
形成するからである。冷間加工工程がない場合、板状の
（platelike）Al2CuLi及びAl2Cu析出物の生成が遅延
し、大幅な強度の低下を招く。さらに、析出物はそれら
の大きな表面積に起因する大きなエネルギー障壁を克服
しなければならないから、均一に核を形成しにくい。同
じ理由から、冷間加工は、2219のような多くの市販のAl
−Cu合金において最高強度を得るためにも有益である。
は、雰囲気温度または雰囲気に近い温度における材料の
圧延及び／または延伸作業を一般的に含む冷間加工工程
を、時効の前に導入することが必要である。冷間加工の
結果として導入されるひずみが合金内に転位を生じ、そ
れが強化析出物に対する核形成部位として役立つ。特
に、従来のAl−Cu−Li合金は、高強度、すなわち、70ks
iより大きい極限引張り強さ（UTS）、を得るために人工
時効の前に冷間加工されなければならない。これらの合
金の冷間加工は、Al2CuLi（T1）及びAl2Cu［シータ−プ
ライム（theta−prime）］析出物の容積割合を高めるた
め必要である。というのは、析出物は容積に対する表面
積の比が大であるため、アルミニウム固溶体の地（matr
ix）におけるよりも転位部分上に、はるかに容易に核を
形成するからである。冷間加工工程がない場合、板状の
（platelike）Al2CuLi及びAl2Cu析出物の生成が遅延
し、大幅な強度の低下を招く。さらに、析出物はそれら
の大きな表面積に起因する大きなエネルギー障壁を克服
しなければならないから、均一に核を形成しにくい。同
じ理由から、冷間加工は、2219のような多くの市販のAl
−Cu合金において最高強度を得るためにも有益である。
Al−Cu−Li合金において、最高強度を得るために冷間
加工を要求することは鍛造品において特に制約される。
溶体化処理及び急冷の後、鍛造部品に一様な冷間加工を
導入するのが困難であることが多いからである。その結
果、鍛造のAl−Cu−Li合金は一般的に非冷間加工の焼も
どしに限られ、機械的特性は概して不十分である。
加工を要求することは鍛造品において特に制約される。
溶体化処理及び急冷の後、鍛造部品に一様な冷間加工を
導入するのが困難であることが多いからである。その結
果、鍛造のAl−Cu−Li合金は一般的に非冷間加工の焼も
どしに限られ、機械的特性は概して不十分である。
最近、Cu及びMgの両方を含有するAl−Li合金が市販さ
れている。これらには合金8090,2091,2090及びCP 276が
含まれる。合金8090はエバンズ（Evans）ほかに与えら
れた米国特許第4,588,553号に開示されているとおり1.0
〜15Cu,2.0〜2.8Li及び0.4〜1.0Mgを含有する。この合
金は航空機の用途に設計されたものであってつぎの性質
を持っていた：良好な剥離腐食抵抗、良好な損傷耐性な
らびにT3及びT4条件において2024以上の機械的強度。合
金8090は、冷間加工を経由しなくても自然時効反応を示
すが、しかしその強さは本発明の合金のそれに及ばな
い。さらに、8090−T6鍛造品は2.5パーセントという低
い横の伸び率（transeverseelongation）を示す。
れている。これらには合金8090,2091,2090及びCP 276が
含まれる。合金8090はエバンズ（Evans）ほかに与えら
れた米国特許第4,588,553号に開示されているとおり1.0
〜15Cu,2.0〜2.8Li及び0.4〜1.0Mgを含有する。この合
金は航空機の用途に設計されたものであってつぎの性質
を持っていた：良好な剥離腐食抵抗、良好な損傷耐性な
らびにT3及びT4条件において2024以上の機械的強度。合
金8090は、冷間加工を経由しなくても自然時効反応を示
すが、しかしその強さは本発明の合金のそれに及ばな
い。さらに、8090−T6鍛造品は2.5パーセントという低
い横の伸び率（transeverseelongation）を示す。
1.5〜3.4Cu,1.7〜2.9Li及び1.2〜2.7Mgの合金2091は
高強度、高延性の合金として設計された。しかし最大強
度の出る熱処理条件において、延性は、短い横方向にお
いて比較的低い。
高強度、高延性の合金として設計された。しかし最大強
度の出る熱処理条件において、延性は、短い横方向にお
いて比較的低い。
合金8090及び2091に関する最近の研究において、マー
チブ（Marchive）及びチャルー（Charue）はまずまずの
大きさの縦引張り強度を報告している［「プロセッシン
グ・アンド・プロパーティズ・フォース・インターナシ
ョナル・アルミニウム・リチウム・コンファレンス、」
（“Processing and Properties 4TH INTERNATIONAL AL
UMINUM LITHIUM CONFERENCE,）"G.チャンピアー（Champ
ier）,B.デュボスト（Dubost）,D.ミアンネイ（Mianna
y），及びL.サベテイ（Sabetay）編集者、プロシーディ
ングズ・オブ・インターナショナル・コンファレンス
（Proceedings of International Conference）、1987
年６月10−12日、パリ、フランス、43−49頁、を参照さ
れたい］。T6の焼もどしのとき、8090の降伏強さは67.3
ksiであり、極限引張り強さは74ksiである、一方2091の
降伏強さは63.8ksi、極限引張り強さは75.4ksiである。
しかし、8090−T6及び2091−T6の両方の鍛造品の強度は
なおT8の焼もどしのときに得られる強度以下である。例
えば、8090−T851押出しの場合、引張り特性は77.6ksi
のYS及び84.1ksiのUTSであり、2091−T851押出しの場合
引張り特性は73.3ksiのYS及び84.1ksiのUTSである。こ
れに対し、本発明のAl−Cu−Li−Mg合金は，冷間加工を
伴う焼もどし及び冷間加工を伴わない焼もどしの両方に
おいて従来の8090及び2091合金よりその特性がはるかに
優れている。
チブ（Marchive）及びチャルー（Charue）はまずまずの
大きさの縦引張り強度を報告している［「プロセッシン
グ・アンド・プロパーティズ・フォース・インターナシ
ョナル・アルミニウム・リチウム・コンファレンス、」
（“Processing and Properties 4TH INTERNATIONAL AL
UMINUM LITHIUM CONFERENCE,）"G.チャンピアー（Champ
ier）,B.デュボスト（Dubost）,D.ミアンネイ（Mianna
y），及びL.サベテイ（Sabetay）編集者、プロシーディ
ングズ・オブ・インターナショナル・コンファレンス
（Proceedings of International Conference）、1987
年６月10−12日、パリ、フランス、43−49頁、を参照さ
れたい］。T6の焼もどしのとき、8090の降伏強さは67.3
ksiであり、極限引張り強さは74ksiである、一方2091の
降伏強さは63.8ksi、極限引張り強さは75.4ksiである。
しかし、8090−T6及び2091−T6の両方の鍛造品の強度は
なおT8の焼もどしのときに得られる強度以下である。例
えば、8090−T851押出しの場合、引張り特性は77.6ksi
のYS及び84.1ksiのUTSであり、2091−T851押出しの場合
引張り特性は73.3ksiのYS及び84.1ksiのUTSである。こ
れに対し、本発明のAl−Cu−Li−Mg合金は，冷間加工を
伴う焼もどし及び冷間加工を伴わない焼もどしの両方に
おいて従来の8090及び2091合金よりその特性がはるかに
優れている。
少量のMgしか含有していない合金2090は2.4〜3.0のC
u,1.9〜2.6のLi及び０〜0.25のMgを含む。この合金は20
24及び7075のような高強度製品に対する低密度代替え品
として設計された。しかし、この合金の溶接強度は、35
−40ksiの溶接強度を示す2219のような従来の溶接可能
な合金より低い。つぎの参考文献に引用されているよう
に、合金2090はT6焼もどしにおいて、合金7075−T73
の、強度、じん性及び応力腐食割れ抵抗を一貫して満た
すことができない［「ファースト・ゼネレーション・プ
ロダクト−2090、」（“First Generation Products−2
090,"）ブレット（Bretz），アリサライト・アロイズ
（ALITHALITE ALLOYS）:1987年アップデイト（UPDAT
E）、J.カール（Kar）、S.P.アグラワル（Agrawal）、
W.E.クィスト（Quist）、編集者、コンファレンス・プ
ロシーディングス・オブ・インターナショナル・アルミ
ニウム−リチウム・シンポジュウム（Conference Proce
edings of Inte4rnational Aluminium−Lithium Sympos
ium）、ロサンジェルス、CA,1987年３月25−26日、１−
40頁、を参照されたい］。その結果、現在のAl−Cu−Li
合金2090鍛造品の性質は、既存の7XXX鍛造合金に代用で
きるほど十分ではない。
u,1.9〜2.6のLi及び０〜0.25のMgを含む。この合金は20
24及び7075のような高強度製品に対する低密度代替え品
として設計された。しかし、この合金の溶接強度は、35
−40ksiの溶接強度を示す2219のような従来の溶接可能
な合金より低い。つぎの参考文献に引用されているよう
に、合金2090はT6焼もどしにおいて、合金7075−T73
の、強度、じん性及び応力腐食割れ抵抗を一貫して満た
すことができない［「ファースト・ゼネレーション・プ
ロダクト−2090、」（“First Generation Products−2
090,"）ブレット（Bretz），アリサライト・アロイズ
（ALITHALITE ALLOYS）:1987年アップデイト（UPDAT
E）、J.カール（Kar）、S.P.アグラワル（Agrawal）、
W.E.クィスト（Quist）、編集者、コンファレンス・プ
ロシーディングス・オブ・インターナショナル・アルミ
ニウム−リチウム・シンポジュウム（Conference Proce
edings of Inte4rnational Aluminium−Lithium Sympos
ium）、ロサンジェルス、CA,1987年３月25−26日、１−
40頁、を参照されたい］。その結果、現在のAl−Cu−Li
合金2090鍛造品の性質は、既存の7XXX鍛造合金に代用で
きるほど十分ではない。
Al−Cu−Li系に対するMgの添加はそれ自身で高強度焼
もどしにおける合金強度の増加の原因とはならないこと
に留意すべきである。例えば、合金8090（公称組成Al−
1.3Cu−2.5Li−0.7Mg）は、Mgを含まないと公称される
合金2090（公称組成Al−2.7Cu−2.2Li−0.12Zr）と比較
してそれ程大きな強度を持っていない。さらに、公称組
成Al−4.5Cu−1.1Li−0.4Mn−0.2CdのMgを含まない合金
2020はMg含有合金8090よりやや強力でさえある。
もどしにおける合金強度の増加の原因とはならないこと
に留意すべきである。例えば、合金8090（公称組成Al−
1.3Cu−2.5Li−0.7Mg）は、Mgを含まないと公称される
合金2090（公称組成Al−2.7Cu−2.2Li−0.12Zr）と比較
してそれ程大きな強度を持っていない。さらに、公称組
成Al−4.5Cu−1.1Li−0.4Mn−0.2CdのMgを含まない合金
2020はMg含有合金8090よりやや強力でさえある。
Al−Cu−Li−Mg合金に関する特許文書が数件存在す
る。セジェドール・ソセエテ・ド・トランスフォマショ
ン・ド・ルアルミニウム・ペヒネイ（Cegedur Societe
de Transformation de 1′Aluminum Pechiney）に譲渡
されている、デュボスト（Dubost）に与えられた欧州特
許第158,571号は、2.75〜3.5Cu,1.9〜2.7Li,0.1〜0.8M
g,残部のAlおよび細粒化剤を含むAl合金に関する。この
合金は市場においてCP 276として知られているが、この
ものは従来の2XXX（Al−Cu）及び7XXX（Al−Zn−Mg）合
金よりも密度が６〜９パーセント低いことと併せて高い
機械的強度を持つと述べられている。デュボストによっ
て開示されている組成範囲は本発明の範囲外である。詳
細に述べると、デュボストのLi含有率は、約５パーセン
ト未満の銅を含有する本発明の合金のLi含有率より高
い。従来の合金より密度を低くするためデュボストはこ
のような高い濃度のLiを要求している。さらに、デュボ
ストの与えている最大Cu濃度の3.5パーセントは本発明
の好ましいCu濃度以下である。デュボストの合金におい
てCu含有率を最大3.5パーセントに限定することは密度
をできるだけ低くするのにも役立つ。デュボストは彼の
合金に対しT6の条件において、498〜591MPa（72〜85ks
i）という高い降伏強さを記載しているが、達成される
伸び率は比較的低い（2.5〜5.5パーセント）。
る。セジェドール・ソセエテ・ド・トランスフォマショ
ン・ド・ルアルミニウム・ペヒネイ（Cegedur Societe
de Transformation de 1′Aluminum Pechiney）に譲渡
されている、デュボスト（Dubost）に与えられた欧州特
許第158,571号は、2.75〜3.5Cu,1.9〜2.7Li,0.1〜0.8M
g,残部のAlおよび細粒化剤を含むAl合金に関する。この
合金は市場においてCP 276として知られているが、この
ものは従来の2XXX（Al−Cu）及び7XXX（Al−Zn−Mg）合
金よりも密度が６〜９パーセント低いことと併せて高い
機械的強度を持つと述べられている。デュボストによっ
て開示されている組成範囲は本発明の範囲外である。詳
細に述べると、デュボストのLi含有率は、約５パーセン
ト未満の銅を含有する本発明の合金のLi含有率より高
い。従来の合金より密度を低くするためデュボストはこ
のような高い濃度のLiを要求している。さらに、デュボ
ストの与えている最大Cu濃度の3.5パーセントは本発明
の好ましいCu濃度以下である。デュボストの合金におい
てCu含有率を最大3.5パーセントに限定することは密度
をできるだけ低くするのにも役立つ。デュボストは彼の
合金に対しT6の条件において、498〜591MPa（72〜85ks
i）という高い降伏強さを記載しているが、達成される
伸び率は比較的低い（2.5〜5.5パーセント）。
セジェドール・ソセエテ・ド・トランスフォマシオン
・ド・ルアルミニウム・ペヒネイに譲渡されている、デ
ュボストほかに与えられた米国特許第4,752,343号は1.5
〜3.4Cu,1.7〜2.9Li,1.2〜2.7Mg,残部Al及び細粒化剤を
含むAl合金に関する。CuにたいするMgの比は0.5と0.8の
間でなければならない。この合金は従来の2XXX及び7XXX
合金に相当する機械的強度及び延性特性を持つと述べら
れている。デュボストほかの開示している組成範囲は本
発明の範囲外である。例えば、デュボストほかの記載す
る最高Cu含有率は本発明の最低Cu濃度より低い。さら
に、デュボストほかの最低Mg含有率は、約５パーセント
のCuを含有する本発明の合金において許容される最高mg
濃度より高い。さらに、デュボストほかによって許容さ
れているCuに対するMgの最小比の0.5は本発明の合金のM
g/Cu比よりはるかに高い。デュボストほかの目的は2024
及び7475のような従来の合金と同じ程度の機械的強度と
延性を持つ合金を造ることであるが、実際に得られてい
る強度／延性の組み合わせは本発明の合金によって得ら
れるものより劣る。
・ド・ルアルミニウム・ペヒネイに譲渡されている、デ
ュボストほかに与えられた米国特許第4,752,343号は1.5
〜3.4Cu,1.7〜2.9Li,1.2〜2.7Mg,残部Al及び細粒化剤を
含むAl合金に関する。CuにたいするMgの比は0.5と0.8の
間でなければならない。この合金は従来の2XXX及び7XXX
合金に相当する機械的強度及び延性特性を持つと述べら
れている。デュボストほかの開示している組成範囲は本
発明の範囲外である。例えば、デュボストほかの記載す
る最高Cu含有率は本発明の最低Cu濃度より低い。さら
に、デュボストほかの最低Mg含有率は、約５パーセント
のCuを含有する本発明の合金において許容される最高mg
濃度より高い。さらに、デュボストほかによって許容さ
れているCuに対するMgの最小比の0.5は本発明の合金のM
g/Cu比よりはるかに高い。デュボストほかの目的は2024
及び7475のような従来の合金と同じ程度の機械的強度と
延性を持つ合金を造ることであるが、実際に得られてい
る強度／延性の組み合わせは本発明の合金によって得ら
れるものより劣る。
セジェドール・ソセエティ・ド・トランスフォマシオ
ン・ド・ルアルミニウム・ペヒネイに譲渡されている、
メイヤー（Meyer）に与えられた米国特許第4,652,314号
はAl−Cu−Li−Mg合金の熱処理方法を目的としている。
この方法は最終製品に高水準の延性と等方性（isotrop
y）を与えると述べられている。メイヤーは、彼の熱処
理方法がAl−Cu−Li−Mg合金に適用できることを開示し
ているが、メイヤーによって開示されている特定の組成
は本発明の組成範囲外である。また、メイヤーの達成し
ている諸特性は本発明のものより劣る。例えば、メイヤ
ーによって達成される最高降伏強さは、冷間加工され、
人工時効の合金の場合縦方向で504MPa（73ksi）である
がこれは冷間加工の、人工時効条件において本発明の合
金で得られる降伏強さより大幅に劣る。
ン・ド・ルアルミニウム・ペヒネイに譲渡されている、
メイヤー（Meyer）に与えられた米国特許第4,652,314号
はAl−Cu−Li−Mg合金の熱処理方法を目的としている。
この方法は最終製品に高水準の延性と等方性（isotrop
y）を与えると述べられている。メイヤーは、彼の熱処
理方法がAl−Cu−Li−Mg合金に適用できることを開示し
ているが、メイヤーによって開示されている特定の組成
は本発明の組成範囲外である。また、メイヤーの達成し
ている諸特性は本発明のものより劣る。例えば、メイヤ
ーによって達成される最高降伏強さは、冷間加工され、
人工時効の合金の場合縦方向で504MPa（73ksi）である
がこれは冷間加工の、人工時効条件において本発明の合
金で得られる降伏強さより大幅に劣る。
アルカン・インターナショナル・リミテッド（Alcan
International Ltd.,）に譲渡されている、フィールド
（Field）に与えられた米国特許第4,526,630号は、Cu及
び／またはMgを含有するAl−Li合金の熱処理方法に関す
る。この方法は従来の均質化技術の改良であって、イン
ゴットを530℃以上の温度に加熱し、その温度を、合金
内に存在する固体の金属間化合物相が固溶体中に入るま
で維持することを必要とする。つぎに、インゴットは冷
却されて、圧延、押出しまたは鍛造のような熱機械的処
理をさらに行うのに適した生成物となる。開示されてい
る方法は、従来のAl−Li−Cu−Mg合金中に存在する粗い
銅担持相（copper−bearing phase）のような有害な相
をインゴットから除去すると述べられている。フィール
ドは、彼の均質化処理は特定の範囲内の組成を持つAl−
Li合金に限られることを示している。既知のAl−li−Cu
−Mg系合金の場合，組成は１〜3Li,0.5〜2Cu,及び0.2〜
2Mgに限られる。従来のAl−Li−Mg系合金の場合，組成
は１〜3Li,2〜4Mgおよび0.1以下のCuに限られる。既知
のAl−Li−Cu系合金の場合、組成は１〜3Li,0.5〜4Cu及
び0.2までのMgに限られる。本発明の合金はフィールド
が開示しているこれらの組成範囲のどれにも含まれな
い。さらに、本発明の合金はフィールドの開示している
諸特性に比較して強度などの点でより優れている。
International Ltd.,）に譲渡されている、フィールド
（Field）に与えられた米国特許第4,526,630号は、Cu及
び／またはMgを含有するAl−Li合金の熱処理方法に関す
る。この方法は従来の均質化技術の改良であって、イン
ゴットを530℃以上の温度に加熱し、その温度を、合金
内に存在する固体の金属間化合物相が固溶体中に入るま
で維持することを必要とする。つぎに、インゴットは冷
却されて、圧延、押出しまたは鍛造のような熱機械的処
理をさらに行うのに適した生成物となる。開示されてい
る方法は、従来のAl−Li−Cu−Mg合金中に存在する粗い
銅担持相（copper−bearing phase）のような有害な相
をインゴットから除去すると述べられている。フィール
ドは、彼の均質化処理は特定の範囲内の組成を持つAl−
Li合金に限られることを示している。既知のAl−li−Cu
−Mg系合金の場合，組成は１〜3Li,0.5〜2Cu,及び0.2〜
2Mgに限られる。従来のAl−Li−Mg系合金の場合，組成
は１〜3Li,2〜4Mgおよび0.1以下のCuに限られる。既知
のAl−Li−Cu系合金の場合、組成は１〜3Li,0.5〜4Cu及
び0.2までのMgに限られる。本発明の合金はフィールド
が開示しているこれらの組成範囲のどれにも含まれな
い。さらに、本発明の合金はフィールドの開示している
諸特性に比較して強度などの点でより優れている。
つぎの参考資料は、そのほかのAl,Cu,Li及びMg含有合
金を開示しているがそれらの組成範囲は本発明の範囲外
である：リンドストランド（Lindstrand）ほかに与えら
れた米国特許第3,306,717号；ジャガシアク（jagacia
k）ほかに与えられた米国特許第3346,370号；グレイ（G
ray）ほかに与えられた米国特許第4,584,173号；クイス
ト（Quist）ほかに与えられた米国特許第4,603,029号；
ミラー（Miller）に与えられた米国特許第4,626,409
号；スキナー（Skinner）ほかに与えられた米国特許第
4,661,172号；デュボストほかに与えられた米国特許第
4,758,268号；フント（Hunt）ほかに与えられた欧州特
許出願公開第0188762号；欧州特許出願公開第0149193
号；日本特許番号J6−0238439;日本特許番号J6−113335
8;及び日本特許番号J6−1231145。
金を開示しているがそれらの組成範囲は本発明の範囲外
である：リンドストランド（Lindstrand）ほかに与えら
れた米国特許第3,306,717号；ジャガシアク（jagacia
k）ほかに与えられた米国特許第3346,370号；グレイ（G
ray）ほかに与えられた米国特許第4,584,173号；クイス
ト（Quist）ほかに与えられた米国特許第4,603,029号；
ミラー（Miller）に与えられた米国特許第4,626,409
号；スキナー（Skinner）ほかに与えられた米国特許第
4,661,172号；デュボストほかに与えられた米国特許第
4,758,268号；フント（Hunt）ほかに与えられた欧州特
許出願公開第0188762号；欧州特許出願公開第0149193
号；日本特許番号J6−0238439;日本特許番号J6−113335
8;及び日本特許番号J6−1231145。
Al−Cu−Li−Mg合金に関する参考試料であって、５パ
ーセントまでのCuの量を開示するものが少数存在する。
これらの参考試料のいずれも、本発明の特定の合金組成
を開示していないし、すでに明らかにされている本発明
の合金の非常に優れた諸特性を開示してもいない。さら
に、これらの参考試料はいずれも、本発明の合金におい
て要求される、LiにたいするCuの高い比の必要なことを
開示していない。つぎの参考試料の各々はAlと合金を造
るCu,Li及びMgの広い範囲を開示しているが、これらの
参考試料はいずれも、本発明のCu,Li及びMgに関する臨
界範囲及び組み合わせを開示していない。これらの本発
明の範囲及び組み合わせによってこれまで得られなかっ
た物理的及び機械的特性を示す合金が造り出される。
ーセントまでのCuの量を開示するものが少数存在する。
これらの参考試料のいずれも、本発明の特定の合金組成
を開示していないし、すでに明らかにされている本発明
の合金の非常に優れた諸特性を開示してもいない。さら
に、これらの参考試料はいずれも、本発明の合金におい
て要求される、LiにたいするCuの高い比の必要なことを
開示していない。つぎの参考試料の各々はAlと合金を造
るCu,Li及びMgの広い範囲を開示しているが、これらの
参考試料はいずれも、本発明のCu,Li及びMgに関する臨
界範囲及び組み合わせを開示していない。これらの本発
明の範囲及び組み合わせによってこれまで得られなかっ
た物理的及び機械的特性を示す合金が造り出される。
アルコアに譲渡されている、フントほかに与えられた
米国特許第4,648,913号はAl−Li合金の冷間加工方法に
関する。この方法において、溶体化処理されそして急冷
された合金が室温において３パーセントより大きい延伸
を受ける。合金はつぎに人工時効されて最終合金製品と
なる。フントほかの方法によって与えられる冷間加工は
合金の破壊じん性を殆ど又は全く減少させることなしに
強度を増加させると述べられている。フントほかの用い
る特別な合金には、開示されている冷間加工及び時効処
理に敏感なものが選ばれる。すなわち、合金は、述べら
れている冷間加工処理（３パーセントより大きい延伸）
を受けたとき、同じ合金が、３パーセント未満の冷間加
工を受ける場合に得られる結果と比較して、破壊じん性
のごく微少な減少で、強度の増加を示さなければならな
い。フントほかは、Alと結合して３パーセントより大き
い延伸に反応する合金を造る合金元素の範囲を大まかに
述べている。開示している範囲は0.5〜4.0Li,0〜5.0Mg,
5.0までのCu,0〜1.0Zr,0〜2.0Mn,0〜7.0Zn,残部のAlで
ある。フントほかは数種の合金元素に関し非常に大まか
な範囲を開示しているが、３パーセントより大きい延伸
を受けたとき、強度の増加と保持される破壊じん性の、
要求される関係を本当に示すのは、合金組成の極僅かな
範囲に過ぎないであろう。特に、本発明の合金組成はフ
ントほかの要求する冷間加工に反応を示さない。むし
ろ、本発明の合金で得られる強度は、受ける延伸の量に
関係なく殆ど一定である。それ故、本発明の合金及びプ
ロセス上の利点はフントほかの企図する合金とは別のも
のでありかつそれより優れている。なぜなら優れた特性
を得るのに大がかりな冷間加工が不要であるからであ
る。さらに、フントほかが開示している合金組成におい
て得られる降伏強さは本発明の合金において得られるそ
れより実質的に低い。なお、フントほかの示すところに
よれば、彼等の方法においては冷間加工後、自然時効よ
りも人工時効のほうが好ましい。これに反し、本発明の
合金は極めて強力な自然時効反応を示す。そのため、高
い伸び率及び人工時効焼もどしにおけるよりやや低いだ
けの強度を具えている。
米国特許第4,648,913号はAl−Li合金の冷間加工方法に
関する。この方法において、溶体化処理されそして急冷
された合金が室温において３パーセントより大きい延伸
を受ける。合金はつぎに人工時効されて最終合金製品と
なる。フントほかの方法によって与えられる冷間加工は
合金の破壊じん性を殆ど又は全く減少させることなしに
強度を増加させると述べられている。フントほかの用い
る特別な合金には、開示されている冷間加工及び時効処
理に敏感なものが選ばれる。すなわち、合金は、述べら
れている冷間加工処理（３パーセントより大きい延伸）
を受けたとき、同じ合金が、３パーセント未満の冷間加
工を受ける場合に得られる結果と比較して、破壊じん性
のごく微少な減少で、強度の増加を示さなければならな
い。フントほかは、Alと結合して３パーセントより大き
い延伸に反応する合金を造る合金元素の範囲を大まかに
述べている。開示している範囲は0.5〜4.0Li,0〜5.0Mg,
5.0までのCu,0〜1.0Zr,0〜2.0Mn,0〜7.0Zn,残部のAlで
ある。フントほかは数種の合金元素に関し非常に大まか
な範囲を開示しているが、３パーセントより大きい延伸
を受けたとき、強度の増加と保持される破壊じん性の、
要求される関係を本当に示すのは、合金組成の極僅かな
範囲に過ぎないであろう。特に、本発明の合金組成はフ
ントほかの要求する冷間加工に反応を示さない。むし
ろ、本発明の合金で得られる強度は、受ける延伸の量に
関係なく殆ど一定である。それ故、本発明の合金及びプ
ロセス上の利点はフントほかの企図する合金とは別のも
のでありかつそれより優れている。なぜなら優れた特性
を得るのに大がかりな冷間加工が不要であるからであ
る。さらに、フントほかが開示している合金組成におい
て得られる降伏強さは本発明の合金において得られるそ
れより実質的に低い。なお、フントほかの示すところに
よれば、彼等の方法においては冷間加工後、自然時効よ
りも人工時効のほうが好ましい。これに反し、本発明の
合金は極めて強力な自然時効反応を示す。そのため、高
い伸び率及び人工時効焼もどしにおけるよりやや低いだ
けの強度を具えている。
アルコアに譲渡されている、チョオ（Cho）与えられ
た米国特許第4,795,502号は、強度および破壊じん性水
準の改善された、再結晶化されない錬（wrought）Al−L
iシート製品の製造方法を目的とする。チョオの方法に
おいて、拡散焼きなましされたアルミニウム合金インゴ
ットが１回以上熱間圧延され、冷間圧延されそして制御
された再熱処理を受ける。つぎに、再熱された生成物は
溶体化処理され、急冷され、冷間加工されて３パーセン
トより大きい延伸に相当するものが導入される。そして
人工時効を受けて強度および破壊じん性の水準の改善さ
れた、実質的に再結晶化されないシート製品となる。最
終製品の特徴は、大きな粒のない、よくかき混ぜられた
ミクロ組織である。チョオの引例は、前記のフントほか
の引例の改良であると考えられる。何故なら、出来上が
りの最終製品内の再結晶を防止する、制御された再熱処
理が溶体化処理の前に加えられるからである。チョオ
は、つぎの組成範囲内のアルミニウム系合金が彼の方法
に適切であることを開示している:1.6〜2.8Cu,1.5〜2.5
Li,0.7〜2.5Mg,及び0.03〜0.2Zr。これらの範囲は本発
明の組成範囲外である。例えば、チョオの記載する最大
Cu濃度の2.8パーセントは本発明の最小Cu濃度よりかな
り低い。しかしチョオがつぎに大まかに述べているとこ
ろによれば、彼の発明の合金は0.5〜4.0Li,0〜5.0Mg,5.
0までのCu,0〜1.0Zr,0〜2.0Mn,及び０〜7.0Znを含有す
ることができる。フントほかの引例と同様に、チョオの
用いる特定の合金としては、３パーセントより大きい冷
間加工を受けたとき改善された強度と破壊じん性の組み
合せを示すものが選ばれることは明らかである。チョオ
の合金はさらに、述べられている再熱処理に敏感でなけ
ればならない。前述のとおり、本発明の合金は延伸の量
が異なっても殆ど同じ超高強度を得ており、それらの極
めて高い強度を得るために冷間加工を必要としない。チ
ョオの提供する方法は、2091のような既知のAl−Li合金
において強度を改善すると述べられているが、得られる
強度は本発明の合金において得られるものより大幅に低
い。チョオはまた、彼の方法において、有利な特性を得
るためには人工時効を用いるべきであることを示してい
る。これに反して、本発明の合金は人工時効を必要とし
ない。むしろ、本発明の合金は極めて強い自然時効反応
を示す、そのためこれらを、人工時効が実際に行えない
用途に使うことができる。したがって、本発明の合金は
チョオによって開示されている方法による合金とは別の
ものである。
た米国特許第4,795,502号は、強度および破壊じん性水
準の改善された、再結晶化されない錬（wrought）Al−L
iシート製品の製造方法を目的とする。チョオの方法に
おいて、拡散焼きなましされたアルミニウム合金インゴ
ットが１回以上熱間圧延され、冷間圧延されそして制御
された再熱処理を受ける。つぎに、再熱された生成物は
溶体化処理され、急冷され、冷間加工されて３パーセン
トより大きい延伸に相当するものが導入される。そして
人工時効を受けて強度および破壊じん性の水準の改善さ
れた、実質的に再結晶化されないシート製品となる。最
終製品の特徴は、大きな粒のない、よくかき混ぜられた
ミクロ組織である。チョオの引例は、前記のフントほか
の引例の改良であると考えられる。何故なら、出来上が
りの最終製品内の再結晶を防止する、制御された再熱処
理が溶体化処理の前に加えられるからである。チョオ
は、つぎの組成範囲内のアルミニウム系合金が彼の方法
に適切であることを開示している:1.6〜2.8Cu,1.5〜2.5
Li,0.7〜2.5Mg,及び0.03〜0.2Zr。これらの範囲は本発
明の組成範囲外である。例えば、チョオの記載する最大
Cu濃度の2.8パーセントは本発明の最小Cu濃度よりかな
り低い。しかしチョオがつぎに大まかに述べているとこ
ろによれば、彼の発明の合金は0.5〜4.0Li,0〜5.0Mg,5.
0までのCu,0〜1.0Zr,0〜2.0Mn,及び０〜7.0Znを含有す
ることができる。フントほかの引例と同様に、チョオの
用いる特定の合金としては、３パーセントより大きい冷
間加工を受けたとき改善された強度と破壊じん性の組み
合せを示すものが選ばれることは明らかである。チョオ
の合金はさらに、述べられている再熱処理に敏感でなけ
ればならない。前述のとおり、本発明の合金は延伸の量
が異なっても殆ど同じ超高強度を得ており、それらの極
めて高い強度を得るために冷間加工を必要としない。チ
ョオの提供する方法は、2091のような既知のAl−Li合金
において強度を改善すると述べられているが、得られる
強度は本発明の合金において得られるものより大幅に低
い。チョオはまた、彼の方法において、有利な特性を得
るためには人工時効を用いるべきであることを示してい
る。これに反して、本発明の合金は人工時効を必要とし
ない。むしろ、本発明の合金は極めて強い自然時効反応
を示す、そのためこれらを、人工時効が実際に行えない
用途に使うことができる。したがって、本発明の合金は
チョオによって開示されている方法による合金とは別の
ものである。
セジェドール・ソセエテ・ド・トランスフォマシオン
・ド・ルアルミニウム・ペヒネイに譲渡されている、メ
イヤーほかに与えられた欧州特許出願第227,563号は高
い機械的強度を維持しながら剥離腐食抵抗を改善するた
め、従来のAl−Li合金を熱処理する方法に関する。この
方法は、Al−Li合金の均質化、押出し、溶体化処理、及
び冷間加工の工程、それに続く最終焼もどし工程を必要
とし、高い機械的強度と損傷に対する良好な耐性を維持
しながら合金の剥離腐食抵抗を増大させると述べられて
いる。処理を受けた合金のEXCO剥離試験に対する感度は
EB未満かそれに等しい（自然の雰囲気における良好な性
質に対応する）。そして機械的強度は2024合金と同等で
ある。メイヤーほかは、Alと結合したとき、開示されて
いる最終熱処理を受けられる合金を造ることのできる合
金元素の大まかな範囲を記載している。記載されている
範囲に、１〜4Li,0〜5Cu,および０〜7Mgが含まれる。こ
の引例は合金元素の非常に大まかな範囲を記載している
が、メイヤーほかが実際に用いた合金は従来の合金809
0,2091,及びCP276である。
・ド・ルアルミニウム・ペヒネイに譲渡されている、メ
イヤーほかに与えられた欧州特許出願第227,563号は高
い機械的強度を維持しながら剥離腐食抵抗を改善するた
め、従来のAl−Li合金を熱処理する方法に関する。この
方法は、Al−Li合金の均質化、押出し、溶体化処理、及
び冷間加工の工程、それに続く最終焼もどし工程を必要
とし、高い機械的強度と損傷に対する良好な耐性を維持
しながら合金の剥離腐食抵抗を増大させると述べられて
いる。処理を受けた合金のEXCO剥離試験に対する感度は
EB未満かそれに等しい（自然の雰囲気における良好な性
質に対応する）。そして機械的強度は2024合金と同等で
ある。メイヤーほかは、Alと結合したとき、開示されて
いる最終熱処理を受けられる合金を造ることのできる合
金元素の大まかな範囲を記載している。記載されている
範囲に、１〜4Li,0〜5Cu,および０〜7Mgが含まれる。こ
の引例は合金元素の非常に大まかな範囲を記載している
が、メイヤーほかが実際に用いた合金は従来の合金809
0,2091,及びCP276である。
このようにメイヤーほかは新しい合金組成を開示せ
ず、単に既知のAl−Li合金の処理方法を開示しているに
過ぎない。メイヤーほかの方法によって達成される最高
降伏強さは冷間加工、人工時効条件において合金CP276
（2.0Li,3.2Cu,0.3Mg,0.11Zr,0.04Fe,0.04Si,残部のA
l）の場合525MPa（76ksi）である。メイヤーほかの記載
するこの際第降伏強さは本発明の合金の冷間加工、人工
時効条件において得られる降伏強さ以下である。また、
メイヤーほかの最終焼もどし方法はAl−Li合金の剥離腐
食抵抗を改善し、それによってEXCO剥離腐食試験に対す
る感度をEB未満またはそれに等しい格付けまで改善する
と述べられている。これに反し、本発明の合金は最終焼
もどし工程を用いることなくEB未満かそれに等しい格付
けの剥離腐食抵抗を持つ。したがって、本発明の合金は
メイヤーほかによる合金と別のものであり、かつそれよ
り優れている、なぜなら、良好な剥離腐食特性を得るた
めに最終焼もどし処理を必要としないからである。
ず、単に既知のAl−Li合金の処理方法を開示しているに
過ぎない。メイヤーほかの方法によって達成される最高
降伏強さは冷間加工、人工時効条件において合金CP276
（2.0Li,3.2Cu,0.3Mg,0.11Zr,0.04Fe,0.04Si,残部のA
l）の場合525MPa（76ksi）である。メイヤーほかの記載
するこの際第降伏強さは本発明の合金の冷間加工、人工
時効条件において得られる降伏強さ以下である。また、
メイヤーほかの最終焼もどし方法はAl−Li合金の剥離腐
食抵抗を改善し、それによってEXCO剥離腐食試験に対す
る感度をEB未満またはそれに等しい格付けまで改善する
と述べられている。これに反し、本発明の合金は最終焼
もどし工程を用いることなくEB未満かそれに等しい格付
けの剥離腐食抵抗を持つ。したがって、本発明の合金は
メイヤーほかによる合金と別のものであり、かつそれよ
り優れている、なぜなら、良好な剥離腐食特性を得るた
めに最終焼もどし処理を必要としないからである。
住友軽金属工業株式会社に譲渡されている、英国特許
出願第2,134,925号は高い電気抵抗率を持つAl−Li合金
を目的とする。この合金はリニヤー・モーター車及び核
融合炉のような、大きな誘導電流が生じる構造物の用途
に適している。住友の合金におけるLiの主要な機能は電
気抵抗率を増すことである。この引例は、Alと結合して
電気抵抗率の増大した構造用合金を造る合金元素の大ま
かな範囲を記載している。開示されている範囲は1.0〜
5.0Li,1以上の細粒化剤であってTi,Cr,Zr,VならびにＷ
から選ばれるもの及び残部のAlである。この合金はさら
に、０−5.0Mn及び／または0.05〜5.0Cu及び／または0.
05〜8.0Mgを含有してよい。住友は特定のAl−Li−Cu及
びAl−Li−Mg系の合金組成物を開示しており、それらは
優れた電気的性質を持つと述べている。さらに住友は、
電気抵抗率の望ましい増加を示す１つのAl−Li−Cu−Mg
合金を開示しているがその組成は2.7Li,2.4Cu,2.2Mg,0.
1Cr,0.06Ti,0.14Zr,残部のアルミニウムである。この合
金にたいし示されているLi及びCu濃度は本発明のLi及び
Cuの範囲外である。そのうえ、与えられているMg濃度は
本発明の好ましいMgの範囲外である。住友の開示する強
度は本発明において得られるものよりはるかに低い。例
えば、記載されているAl−Li−Cu系の合金において、住
友は約17〜35kg/mm2（24〜50ksi）の引張り強度を示し
ている。記載されているAl−Li−Mg系の合金において、
住友は約43〜52kg/mm2（61〜74ksi）の引張り強度を示
している。住友においては、開示されている構造物の用
途の合金を造るためにできるだけ高強度の合金を造るこ
とが望ましい。しかし、この引例において実際に得られ
ている強度は本発明の合金において得られる強度よりか
なり低いから、住友が本発明の独特な合金を発見してい
ないし、考えなかったことは明白である。
出願第2,134,925号は高い電気抵抗率を持つAl−Li合金
を目的とする。この合金はリニヤー・モーター車及び核
融合炉のような、大きな誘導電流が生じる構造物の用途
に適している。住友の合金におけるLiの主要な機能は電
気抵抗率を増すことである。この引例は、Alと結合して
電気抵抗率の増大した構造用合金を造る合金元素の大ま
かな範囲を記載している。開示されている範囲は1.0〜
5.0Li,1以上の細粒化剤であってTi,Cr,Zr,VならびにＷ
から選ばれるもの及び残部のAlである。この合金はさら
に、０−5.0Mn及び／または0.05〜5.0Cu及び／または0.
05〜8.0Mgを含有してよい。住友は特定のAl−Li−Cu及
びAl−Li−Mg系の合金組成物を開示しており、それらは
優れた電気的性質を持つと述べている。さらに住友は、
電気抵抗率の望ましい増加を示す１つのAl−Li−Cu−Mg
合金を開示しているがその組成は2.7Li,2.4Cu,2.2Mg,0.
1Cr,0.06Ti,0.14Zr,残部のアルミニウムである。この合
金にたいし示されているLi及びCu濃度は本発明のLi及び
Cuの範囲外である。そのうえ、与えられているMg濃度は
本発明の好ましいMgの範囲外である。住友の開示する強
度は本発明において得られるものよりはるかに低い。例
えば、記載されているAl−Li−Cu系の合金において、住
友は約17〜35kg/mm2（24〜50ksi）の引張り強度を示し
ている。記載されているAl−Li−Mg系の合金において、
住友は約43〜52kg/mm2（61〜74ksi）の引張り強度を示
している。住友においては、開示されている構造物の用
途の合金を造るためにできるだけ高強度の合金を造るこ
とが望ましい。しかし、この引例において実際に得られ
ている強度は本発明の合金において得られる強度よりか
なり低いから、住友が本発明の独特な合金を発見してい
ないし、考えなかったことは明白である。
従来のAl−Cu−Li−Mg合金が、殆どの場合Cuの量を５
重量パーセント以下に制限していることに注目すべきで
ある。それはCu含有率が高くなることによる重量増加の
ような公知の有害な影響に起因する。モンドルフオによ
れば、５重量パーセントを超えるCuの量は、強度を増加
させず、破壊じんせいを低下させやすく、そして腐食抵
抗を減少させる（モンドルフォ、706〜707頁）。これら
の影響の発生は、Al−Cuの工学的合金において、Cuの実
際の固体溶解限度は約5.0重量パーセントであり、した
がって約５重量パーセントを超えて存在するCuは全て、
あまり望まれないプライマリ・シータ相（primary thet
a−phase）を形成するからであると考えられる。さらに
モンドルフォは、四元系のAl−Cu−Li−MgにおいてCuの
溶解度はさらに減少すると述べている。彼の結論によれ
ば、「Cu及びMgの固体溶解度はLiによって減少し、Cu及
びLiの固体溶解度はMgによって減少する。そのため、得
られる時効硬化及びUTSが減少する。」（モンドルフ
ォ、641頁）。したがって、それ以上のCuは溶体化処理
のときに固溶体内に取り入れられず、そして析出強化を
増進できず、そのうえ不溶解性シータ相の存在はじん性
及び腐食抵抗を低下させる。
重量パーセント以下に制限していることに注目すべきで
ある。それはCu含有率が高くなることによる重量増加の
ような公知の有害な影響に起因する。モンドルフオによ
れば、５重量パーセントを超えるCuの量は、強度を増加
させず、破壊じんせいを低下させやすく、そして腐食抵
抗を減少させる（モンドルフォ、706〜707頁）。これら
の影響の発生は、Al−Cuの工学的合金において、Cuの実
際の固体溶解限度は約5.0重量パーセントであり、した
がって約５重量パーセントを超えて存在するCuは全て、
あまり望まれないプライマリ・シータ相（primary thet
a−phase）を形成するからであると考えられる。さらに
モンドルフォは、四元系のAl−Cu−Li−MgにおいてCuの
溶解度はさらに減少すると述べている。彼の結論によれ
ば、「Cu及びMgの固体溶解度はLiによって減少し、Cu及
びLiの固体溶解度はMgによって減少する。そのため、得
られる時効硬化及びUTSが減少する。」（モンドルフ
ォ、641頁）。したがって、それ以上のCuは溶体化処理
のときに固溶体内に取り入れられず、そして析出強化を
増進できず、そのうえ不溶解性シータ相の存在はじん性
及び腐食抵抗を低下させる。
５パーセントより多量のCuの使用を開示する１つの引
例は、アルコアに譲渡されている、クリナー（Criner）
に与えられた米国特許第2,915,391号である。この引例
は９重量パーセントまでのCuと共にLi,Mg,及びCdを含有
するAl−Cu−Mn系合金を開示している。クリナーの開示
によれば、Mnは高温において高い強度を出すのに不可欠
であり、CdはMg及びLiと併用してAl−Cu−Mn系を強化す
るのに不可欠である。クリナーは、本発明の諸特性、す
なわち、超高強度、強い自然時効反応、技術的に使用で
きる多くの強度水準における高い延性、溶接性、応力腐
食割れ抵抗、などに匹敵し得る諸特性を達成していな
い。
例は、アルコアに譲渡されている、クリナー（Criner）
に与えられた米国特許第2,915,391号である。この引例
は９重量パーセントまでのCuと共にLi,Mg,及びCdを含有
するAl−Cu−Mn系合金を開示している。クリナーの開示
によれば、Mnは高温において高い強度を出すのに不可欠
であり、CdはMg及びLiと併用してAl−Cu−Mn系を強化す
るのに不可欠である。クリナーは、本発明の諸特性、す
なわち、超高強度、強い自然時効反応、技術的に使用で
きる多くの強度水準における高い延性、溶接性、応力腐
食割れ抵抗、などに匹敵し得る諸特性を達成していな
い。
ピケンズ（Pickens）ほかの、1987年８月10日受理
の、ともに出願中の米国特許出願第07/83,333号はつぎ
の広い範囲の組成を持つAl−Cu−Mg−Li−Ag合金を開示
している:0〜9.79Cu,0.05〜4.1Li,0.01〜9.8Mg,0.01〜
2.0Ag,0.05〜1.0細粒化剤および残部のAl。これらの範
囲の内の特定の合金は、極めて高い強度を持つが、それ
は、銀−含有析出物の存在にある程度起因すると考えら
れる。
の、ともに出願中の米国特許出願第07/83,333号はつぎ
の広い範囲の組成を持つAl−Cu−Mg−Li−Ag合金を開示
している:0〜9.79Cu,0.05〜4.1Li,0.01〜9.8Mg,0.01〜
2.0Ag,0.05〜1.0細粒化剤および残部のAl。これらの範
囲の内の特定の合金は、極めて高い強度を持つが、それ
は、銀−含有析出物の存在にある程度起因すると考えら
れる。
ピケンスほかの、1988年８月18日受理の、ともに出願
中の米国特許出願第07/233,705号は本出願の親出願であ
るが、このものはつぎの広い範囲の組成を持つAl−Cu−
Mg−Li合金を開示する:5.0〜7.0Cu,0.1〜2.5Li,0.05〜4
Mg,0.01〜1.5細粒化剤および残部のAl。本出願は親出願
に開示されている範囲を含む。さらに、本発明は、より
少ない量の、すなわち3.5〜5.0パーセントのCuを含み、
LiおよびMgの濃度が狭い範囲内に保たれる合金の実施態
様を含む。Cuの低い本発明の実施態様は、従来のAl−Cu
−Li−Mg合金より非常に優れた特性を持つことが明らか
にされた合金群を代表する。したがって本発明は従来の
合金より優れた特性を示す合金の族（family）を含む。
例えば、本発明の合金は冷間加工及び非冷間加工の両方
の焼もどしの場合に優れた強度を示す。さらに、本発明
の合金の自然時効反応は極めて強い。そのうえ本発明の
合金は、高い強度／延性の組み合わせ、低い密度、高い
係数、良好な溶接性、良好な耐蝕性、優れた極低温特性
および優れた高温特性を示す。
中の米国特許出願第07/233,705号は本出願の親出願であ
るが、このものはつぎの広い範囲の組成を持つAl−Cu−
Mg−Li合金を開示する:5.0〜7.0Cu,0.1〜2.5Li,0.05〜4
Mg,0.01〜1.5細粒化剤および残部のAl。本出願は親出願
に開示されている範囲を含む。さらに、本発明は、より
少ない量の、すなわち3.5〜5.0パーセントのCuを含み、
LiおよびMgの濃度が狭い範囲内に保たれる合金の実施態
様を含む。Cuの低い本発明の実施態様は、従来のAl−Cu
−Li−Mg合金より非常に優れた特性を持つことが明らか
にされた合金群を代表する。したがって本発明は従来の
合金より優れた特性を示す合金の族（family）を含む。
例えば、本発明の合金は冷間加工及び非冷間加工の両方
の焼もどしの場合に優れた強度を示す。さらに、本発明
の合金の自然時効反応は極めて強い。そのうえ本発明の
合金は、高い強度／延性の組み合わせ、低い密度、高い
係数、良好な溶接性、良好な耐蝕性、優れた極低温特性
および優れた高温特性を示す。
発明の概要 本発明の目的は新しいアルミニウム−系合金組成を提
供することである。
供することである。
本発明の別の目的は、冷間加工を行う場合（T3）及び
行わない場合（T4）の両方における優れた自然時効特性
を持ち、高い延性、溶接性、優れた極低温特性、良好な
高温特性を示すAl−Li合金を提供することである。
行わない場合（T4）の両方における優れた自然時効特性
を持ち、高い延性、溶接性、優れた極低温特性、良好な
高温特性を示すAl−Li合金を提供することである。
本発明のその他の目的は、高い延性を伴う超高強度、
溶接性、優れた極低温特性、良好な高温特性および良好
な応力腐食割れ抵抗のような優れたT8特性を示すAl−Li
合金を提供することである。
溶接性、優れた極低温特性、良好な高温特性および良好
な応力腐食割れ抵抗のような優れたT8特性を示すAl−Li
合金を提供することである。
本発明のそのほかの目的は、非冷間加工、人工時効の
T6焼もどしにおいて、高い延性を伴う超高強度、溶接
性、優れた極低温特性及び良好な高温特性のような大幅
に改善された特性を示すAl−Li合金を提供することであ
る。
T6焼もどしにおいて、高い延性を伴う超高強度、溶接
性、優れた極低温特性及び良好な高温特性のような大幅
に改善された特性を示すAl−Li合金を提供することであ
る。
つぎの範囲内の組成のAl−Cu−Li−Mg合金を提供する
のが本発明の別の目的である:3.5〜5Cu,0.8〜1.8Li,0.2
5〜1.0Mg,0.01〜1.5の細粒化剤であって、Zr,Cr,Mn,Ti,
Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの組み合わせから選ばれるも
の、残部のアルミニウム。
のが本発明の別の目的である:3.5〜5Cu,0.8〜1.8Li,0.2
5〜1.0Mg,0.01〜1.5の細粒化剤であって、Zr,Cr,Mn,Ti,
Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの組み合わせから選ばれるも
の、残部のアルミニウム。
つぎの範囲内の組成のAl−Cu−Li−Mg合金を提供する
のが本発明の目的である:5〜7Cu,0.1〜2.5Li,0.05〜4M
g,0.01〜1.5の細粒化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,
B,TiB2及びそれらの組み合わせから選ばれるもの、残部
のアルミニウム。
のが本発明の目的である:5〜7Cu,0.1〜2.5Li,0.05〜4M
g,0.01〜1.5の細粒化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,
B,TiB2及びそれらの組み合わせから選ばれるもの、残部
のアルミニウム。
つぎの範囲内の組成のAl−Cu−Li−Mg合金を提供する
のが本発明の別の目的である:3.5〜7Cu,0.8〜1.8Li,0.2
5〜1.0Mg0.01〜1.5の細粒化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,
V,Nb,B,TiB2及びそれらの組み合わせから選ばれるも
の、残部のアルミニウム。
のが本発明の別の目的である:3.5〜7Cu,0.8〜1.8Li,0.2
5〜1.0Mg0.01〜1.5の細粒化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,
V,Nb,B,TiB2及びそれらの組み合わせから選ばれるも
の、残部のアルミニウム。
Liに対するCuの重量パーセント比率が2.5より大であ
り、好ましくは3.0より大であるAl−Cu−Li−Mg合金を
提供するのが本発明の別の目的である。
り、好ましくは3.0より大であるAl−Cu−Li−Mg合金を
提供するのが本発明の別の目的である。
特記しない限り、すべての組成は重量パーセントにお
けるものである。
けるものである。
図面の簡単な説明 １図は組成Ｉの高温ねじりデータを示す。
２図は組成Ｉの延伸の各種の量に対するロックウェル
Ｂ高度の時効曲線を示す。
Ｂ高度の時効曲線を示す。
３図は組成ＩのT6焼もどしにおける、時間対強度及び
延性の時効曲線を示す。
延性の時効曲線を示す。
４図は組成ＩのT8焼もどしにおける、時間対強度及び
延性の時効曲線を示す。
延性の時効曲線を示す。
５図はT3焼もどしのとき、Al−6.3Cu−1.3Li−0.14Zr
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
６図はT4焼もどしのとき、Al−6.3Cu−1.3Li−0.14Zr
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
７図はT6焼もどしのとき、Al−6.3Cu−1.3Li−0.14Zr
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
８図はT8焼もどしのとき、Al−6.3Cu−1.3Li−0.14Zr
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
９図はT3焼もどしのとき、Al−5.4Cu−1.3Li−0.14Zr
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
10図はT4焼きもどしのとき、Al−5.4Cu−1.3Li−0.14
Zr含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変
化するかを示す。
Zr含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変
化するかを示す。
11図はT6焼もどし（最大付近の時効）のとき、Al−5.
4Cu−1.3Li−0.14Zr含有合金の引張り特性がMg濃度によ
ってどのように変化するかを示す。
4Cu−1.3Li−0.14Zr含有合金の引張り特性がMg濃度によ
ってどのように変化するかを示す。
12図はT6焼もどし（時効不足）のとき、Al−5.4Cu−
1.3Li−0.14Zr含有合金の引張り特性がMg濃度によって
どのように変化するかを示す。
1.3Li−0.14Zr含有合金の引張り特性がMg濃度によって
どのように変化するかを示す。
13図はT8焼もどしのとき、Al−5.4Cu−1.3Li−0.14Zr
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
含有合金の引張り特性がMg濃度によってどのように変化
するかを示す。
14図はT8条件のとき、Al−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr−0.
05Ti及び各種の量のCuを含む合金の時間対硬度の時効曲
線を示す。
05Ti及び各種の量のCuを含む合金の時間対硬度の時効曲
線を示す。
15図はT6条件のとき、Al−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr−0.
05Ti及び各種の量のCuを含む合金の時間対硬度の時効曲
線を示す。
05Ti及び各種の量のCuを含む合金の時間対硬度の時効曲
線を示す。
16図はT3焼もどしのとき、Al−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.05Ti含有合金の引張り特性がCu濃度によってどのよ
うに変化するかを示す。
−0.05Ti含有合金の引張り特性がCu濃度によってどのよ
うに変化するかを示す。
17図はT4焼もどしのとき、Al−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.05Ti含有合金の引張り特性がCu濃度によってどのよ
うに変化するかを示す。
−0.05Ti含有合金の引張り特性がCu濃度によってどのよ
うに変化するかを示す。
18図はT6焼もどしのとき、Al−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.05Ti含有合金の引張り特性がCu濃度によってどよう
に変化するかを示す。
−0.05Ti含有合金の引張り特性がCu濃度によってどよう
に変化するかを示す。
19図はT8焼もどしのとき、Al−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.05Ti含有合金の引張り特性がCu濃度によってどのよ
うに変化するかを示す。
−0.05Ti含有合金の引張り特性がCu濃度によってどのよ
うに変化するかを示す。
20図は組成Ｉの、T8焼もどし時の低温強度及び伸び率
特性を示す。
特性を示す。
21図は組成Ｉの、T8焼もどし温度対引張り強度及び伸
び率を示す。
び率を示す。
発明の詳細な説明 本発明の合金は元素Al,Cu,Li,Mg及びZr,Ti,Cr,Mn,B,N
b,V,Hf及びTiB2からなる群から選ばれる細粒化剤または
細粒化剤の組み合わせ、を含む。
b,V,Hf及びTiB2からなる群から選ばれる細粒化剤または
細粒化剤の組み合わせ、を含む。
本発明の１つの実施態様においてAl−Cu−Li−Mg合金
はつぎの範囲内の組成を持つ:5.0〜7.0のCu,0.1〜2.5の
Li,0.05〜４のMg,0.01〜1.5の細粒化剤（１種又は複数
種）及び殆どAlからなる残部。好ましい範囲はつぎのと
おりである:5.0〜6.5のCu,0.5〜2.0のLi,0.2〜1.5のMg,
0.05〜0.5の細粒化剤１種又は複数種）及び殆どAlから
なる残部。さらに好ましい範囲はつぎのとおりである:
5.2〜6.5のCu,0.8〜1.8のLi,0.25−1.0のMg,0.05〜0.5
の細粒化剤（１種又は複数種）。最も好ましい範囲はつ
ぎのとおりである:5.4〜6.3のCu,1.0〜1.4のLi,0.3〜0.
5のMg,0.08〜0.2の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆
どAlからなる残部（第Ｉ表参照）。
はつぎの範囲内の組成を持つ:5.0〜7.0のCu,0.1〜2.5の
Li,0.05〜４のMg,0.01〜1.5の細粒化剤（１種又は複数
種）及び殆どAlからなる残部。好ましい範囲はつぎのと
おりである:5.0〜6.5のCu,0.5〜2.0のLi,0.2〜1.5のMg,
0.05〜0.5の細粒化剤１種又は複数種）及び殆どAlから
なる残部。さらに好ましい範囲はつぎのとおりである:
5.2〜6.5のCu,0.8〜1.8のLi,0.25−1.0のMg,0.05〜0.5
の細粒化剤（１種又は複数種）。最も好ましい範囲はつ
ぎのとおりである:5.4〜6.3のCu,1.0〜1.4のLi,0.3〜0.
5のMg,0.08〜0.2の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆
どAlからなる残部（第Ｉ表参照）。
本発明の別の実施態様においてAl−Cu−Li−Mg合金は
つぎの範囲内の組成を持つ:3.5〜5.0のCu,0.8〜1.8のL
i,0.25〜1.0のMg,0.01〜1.5の細粒化剤（１種又は複数
種）及び殆どAlからなる残部。好ましい範囲はつぎのと
おりである:3.5〜5.0のCu,1.0〜1.4のLi,0.3〜0.5のMg,
0.05〜0.5の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆どAlか
らなる残部。さらに好ましい範囲はつぎのとおりであ
る:4.0〜5.0のCu,1.0〜1.4のLi,0.3〜0.5のMg,0.08〜0.
2の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆どAlからなる残
部。最も好ましい範囲はつぎのとおりである:4.5〜5.0
のCu,1.0〜1.4のLi,0.3〜0.5のMg,0.08〜0.2の細粒化剤
（１種又は複数種）及び殆どAlからなる残部（第I a表
参照）。前述のとおり、本書におけるパーセントはすべ
て、別に示さない限り、合金の全重量を基準とする重量
パーセントによる。
つぎの範囲内の組成を持つ:3.5〜5.0のCu,0.8〜1.8のL
i,0.25〜1.0のMg,0.01〜1.5の細粒化剤（１種又は複数
種）及び殆どAlからなる残部。好ましい範囲はつぎのと
おりである:3.5〜5.0のCu,1.0〜1.4のLi,0.3〜0.5のMg,
0.05〜0.5の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆どAlか
らなる残部。さらに好ましい範囲はつぎのとおりであ
る:4.0〜5.0のCu,1.0〜1.4のLi,0.3〜0.5のMg,0.08〜0.
2の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆どAlからなる残
部。最も好ましい範囲はつぎのとおりである:4.5〜5.0
のCu,1.0〜1.4のLi,0.3〜0.5のMg,0.08〜0.2の細粒化剤
（１種又は複数種）及び殆どAlからなる残部（第I a表
参照）。前述のとおり、本書におけるパーセントはすべ
て、別に示さない限り、合金の全重量を基準とする重量
パーセントによる。
SiおよびFeのような、アルミニウムと結び付いた付随
的な不純物が存在することがある、とくに、合金が鋳
造、圧延、鋳造、押出し、プレス、またはその他の方法
で加工され、そしてその後熱処理をうけている時にその
おそれがある。Ge,Sn,Cd,In,Be,Sr,Ca及びZnのような補
助的元素が、単独または組み合わせて、約0.01乃至約1.
5重量パーセントの量で、例えば析出物の核形成及び細
粒化を助けるために、加えられることがある。
的な不純物が存在することがある、とくに、合金が鋳
造、圧延、鋳造、押出し、プレス、またはその他の方法
で加工され、そしてその後熱処理をうけている時にその
おそれがある。Ge,Sn,Cd,In,Be,Sr,Ca及びZnのような補
助的元素が、単独または組み合わせて、約0.01乃至約1.
5重量パーセントの量で、例えば析出物の核形成及び細
粒化を助けるために、加えられることがある。
本発明のパラメーターに基づき以下の組成を持つ、多
くの合金が製造できるがそれを第II表に示す。 第II表 実験合金の公称組成（wt％） 組成 Cu Li Mg Zr Al Ｉ 6.3 1.3 0.4 0.14 残 II 6.3 1.3 0.2 0.14 残 III 6.3 1.3 0.6 0.14 残 IV 5.4 1.3 0.2 0.14 残 Ｖ 5.4 1.3 0.6 0.14 残 VI 5.4 1.3 0.4 0.14 残 VII 5.4 1.7 0.4 0.14 残 VIII 5.4 1.3 0.8 0.14 残 IX 5.4 1.3 1.5 0.14 残 Ｘ 5.4 1.3 2.0 0.14 残 XI 5.0 1.3 0.4 0.14 残 XII 5.2 1.3 0.4 0.14 残 合金はすべて、約370℃（700゜F）における2.5mm/秒
のラム速度で、割れまたは表面引き裂きなしに極めて良
好に押出された。
くの合金が製造できるがそれを第II表に示す。 第II表 実験合金の公称組成（wt％） 組成 Cu Li Mg Zr Al Ｉ 6.3 1.3 0.4 0.14 残 II 6.3 1.3 0.2 0.14 残 III 6.3 1.3 0.6 0.14 残 IV 5.4 1.3 0.2 0.14 残 Ｖ 5.4 1.3 0.6 0.14 残 VI 5.4 1.3 0.4 0.14 残 VII 5.4 1.7 0.4 0.14 残 VIII 5.4 1.3 0.8 0.14 残 IX 5.4 1.3 1.5 0.14 残 Ｘ 5.4 1.3 2.0 0.14 残 XI 5.0 1.3 0.4 0.14 残 XII 5.2 1.3 0.4 0.14 残 合金はすべて、約370℃（700゜F）における2.5mm/秒
のラム速度で、割れまたは表面引き裂きなしに極めて良
好に押出された。
第II表に示す合金のほかに、各種の補助的元素添加物
とともにTi添加物を含有する合金が造られた。これらの
合金を第II a表に示す。 第II a表 実験的合金の公称組成（wt％） 組成 Cu Li Mg Zr Ti 添加物Al VIII 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.25Zn 残 XIV 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.5Zn 残 XV 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.2Ge 残 XVI 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.1In 残 XVII 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.4Mn 残 XVIII 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.2V 残 前記の表に示すものよりCu濃度の低い、数種の合金が
造られた。これらの合金を第II b表に示す。 第II b表 実験合金の公称組成（wt％） 組成 Cu Li Mg Zr Ti Al XIX 4.5 1.3 0.4 0.14 0.03 残 XX 4.0 1.3 0.4 0.14 0.03 残 XXI 3.5 1.3 0.4 0.14 0.03 残 XXII 3.0 1.3 0.4 0.14 0.03 残 XXIII 2.5 1.3 0.4 0.14 0.03 残 第II b表に示す合金のうち、4.5,4.0及び3.5パーセン
トのCuを含有する組成XIX,XX及びXXIは本発明の範囲内
に入ると考えられる、しかし3.0及び2.5パーセントのCu
を含有する組成XXII及びXXIIIは本発明の組成範囲外で
あると考えられる。約3.5パーセント以下のCu濃度は、C
uのより多い合金において達成される、超高強度のよう
な非常に優れた特性をもたらさない。
とともにTi添加物を含有する合金が造られた。これらの
合金を第II a表に示す。 第II a表 実験的合金の公称組成（wt％） 組成 Cu Li Mg Zr Ti 添加物Al VIII 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.25Zn 残 XIV 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.5Zn 残 XV 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.2Ge 残 XVI 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.1In 残 XVII 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.4Mn 残 XVIII 5.4 1.3 0.4 0.14 0.03 0.2V 残 前記の表に示すものよりCu濃度の低い、数種の合金が
造られた。これらの合金を第II b表に示す。 第II b表 実験合金の公称組成（wt％） 組成 Cu Li Mg Zr Ti Al XIX 4.5 1.3 0.4 0.14 0.03 残 XX 4.0 1.3 0.4 0.14 0.03 残 XXI 3.5 1.3 0.4 0.14 0.03 残 XXII 3.0 1.3 0.4 0.14 0.03 残 XXIII 2.5 1.3 0.4 0.14 0.03 残 第II b表に示す合金のうち、4.5,4.0及び3.5パーセン
トのCuを含有する組成XIX,XX及びXXIは本発明の範囲内
に入ると考えられる、しかし3.0及び2.5パーセントのCu
を含有する組成XXII及びXXIIIは本発明の組成範囲外で
あると考えられる。約3.5パーセント以下のCu濃度は、C
uのより多い合金において達成される、超高強度のよう
な非常に優れた特性をもたらさない。
したがって、本発明に基づき比較的高い濃度、すなわ
ち3.5−7.0パーセントのCuを用いると、従来のAl−Li合
金より引張り及び降伏強さが増す。
ち3.5−7.0パーセントのCuを用いると、従来のAl−Li合
金より引張り及び降伏強さが増す。
さらに、約3.5パーセントより多量のCuを使用するこ
とが合金の溶接性を促進するのに必要であって、約4.5
パーセントより多量のCuの場合に溶接性が極めて良好に
なる。人工時効焼もどしにおいて、高い容積比率のT
1（Al2CuLi）強化析出物を形成するのに十分なCuを供給
するには約3.5パーセントより高い濃度が必要である。
これらの析出物が作用して本発明の合金の強度が、従来
のAl−Li合金の強度より大幅に増加する。本発明の１つ
の実施態様において、大まかな組成範囲として７パーセ
ントまでのCu濃度が示されているが、この量を超えるこ
とも可能である、しかし７パーセントを超えてさらに加
えられた銅は密度を増すが、腐食抵抗及び破壊じん性を
減少させる。
とが合金の溶接性を促進するのに必要であって、約4.5
パーセントより多量のCuの場合に溶接性が極めて良好に
なる。人工時効焼もどしにおいて、高い容積比率のT
1（Al2CuLi）強化析出物を形成するのに十分なCuを供給
するには約3.5パーセントより高い濃度が必要である。
これらの析出物が作用して本発明の合金の強度が、従来
のAl−Li合金の強度より大幅に増加する。本発明の１つ
の実施態様において、大まかな組成範囲として７パーセ
ントまでのCu濃度が示されているが、この量を超えるこ
とも可能である、しかし７パーセントを超えてさらに加
えられた銅は密度を増すが、腐食抵抗及び破壊じん性を
減少させる。
本発明の合金において、Liを用いると密度を従来のAl
合金より大幅に減少させることができる。また、Liは強
度を増し、弾性係数を改善する。本発明の合金の性質は
Liの含有率に甚だしく依存する。本発明の高いCuの実施
態様（5.0〜7.0パーセント）において、Li濃度が0.1乃
至2.5パーセントのときに物理的及び機械的性質が大幅
に改善され、そして約1.2パーセントのときに最も著し
い。0.1パーセント以下では密度の大きな減少は実現さ
れない。また、2.5パーセントより多い場合、望ましく
ない程度にまで強度が減少する。本発明の低いCuの実施
態様（3.5〜5.0パーセント）において、Li濃度が約0.8
乃至1.8パーセントの場合、物理的及び機械的性質が大
幅に改善され、そして約1.2パーセントのときに最も著
しい。この範囲外では強度のような特性が望ましくない
水準にまで低下しやすい。
合金より大幅に減少させることができる。また、Liは強
度を増し、弾性係数を改善する。本発明の合金の性質は
Liの含有率に甚だしく依存する。本発明の高いCuの実施
態様（5.0〜7.0パーセント）において、Li濃度が0.1乃
至2.5パーセントのときに物理的及び機械的性質が大幅
に改善され、そして約1.2パーセントのときに最も著し
い。0.1パーセント以下では密度の大きな減少は実現さ
れない。また、2.5パーセントより多い場合、望ましく
ない程度にまで強度が減少する。本発明の低いCuの実施
態様（3.5〜5.0パーセント）において、Li濃度が約0.8
乃至1.8パーセントの場合、物理的及び機械的性質が大
幅に改善され、そして約1.2パーセントのときに最も著
しい。この範囲外では強度のような特性が望ましくない
水準にまで低下しやすい。
本発明の合金におけるLiに対するCuの高い重量パーセ
ント比、すなわち2.5以上、そして好ましくは3.0より大
きい比は、製造される合金中にT1強化析出物の高い容積
比を与えるのに必要である。約2.5以下の、Liに対するC
uの比は強度の減少のような特性の低下を実質的にもた
らす。
ント比、すなわち2.5以上、そして好ましくは3.0より大
きい比は、製造される合金中にT1強化析出物の高い容積
比を与えるのに必要である。約2.5以下の、Liに対するC
uの比は強度の減少のような特性の低下を実質的にもた
らす。
本発明の合金においてMgを使用すると、従来のAl合金
より強度を増しそして密度をやや減少させることができ
る。また、Mgは耐蝕性を改善し、予め冷間加工を行わな
い場合でも自然時効反応を増進する。本発明の合金の強
度はMg含有率に甚だしく依存する。本発明の、高いCuの
実施態様（5.0〜7.0パーセント）において、Mg濃度が0.
05乃至４パーセントのとき、物理的及び機械的性質が大
幅に改善され、そして約0.4パーセントのとき最も著し
い。本発明の低いCuの実施態様（3.5〜5.0パーセント）
においてMgの濃度が約0.25乃至1.0パーセントのとき、
物理的及び機械的性質が大幅に改善される、そして約0.
4パーセントのとき、最も著しい。この範囲外では、引
張り強度のような特性の大幅な改善は達成できない。
より強度を増しそして密度をやや減少させることができ
る。また、Mgは耐蝕性を改善し、予め冷間加工を行わな
い場合でも自然時効反応を増進する。本発明の合金の強
度はMg含有率に甚だしく依存する。本発明の、高いCuの
実施態様（5.0〜7.0パーセント）において、Mg濃度が0.
05乃至４パーセントのとき、物理的及び機械的性質が大
幅に改善され、そして約0.4パーセントのとき最も著し
い。本発明の低いCuの実施態様（3.5〜5.0パーセント）
においてMgの濃度が約0.25乃至1.0パーセントのとき、
物理的及び機械的性質が大幅に改善される、そして約0.
4パーセントのとき、最も著しい。この範囲外では、引
張り強度のような特性の大幅な改善は達成できない。
Li含有率が1.0〜1.4パーセントの範囲内にあり、Mg含
有率が0.3〜0.5パーセントの範囲内にあるとき、特に有
利な性質が得られているが、このことは強化析出物の種
類及び程度がこれら２つの元素の量に極めて大きく依存
することを示している。
有率が0.3〜0.5パーセントの範囲内にあるとき、特に有
利な性質が得られているが、このことは強化析出物の種
類及び程度がこれら２つの元素の量に極めて大きく依存
することを示している。
参照の便宜のため、焼もどし名称を第III表にまと
め、時効処理と冷間加工の有無の各種の組み合わせを記
載する。
め、時効処理と冷間加工の有無の各種の組み合わせを記
載する。
第III表 焼もどし名称 焼もどし＊ 説明 T3 溶体化処理され、冷間加工＊＊され、実質的に
安定な状態まで自然時効される T4 溶体化処理され、実質的に安定な状態まで自然
時効される T6 溶体化処理され、人工時効される T8 溶体化処理され、冷間加工され、人工時効され
る ＊ 標準の焼もどし名称の後にT81のような追加の数字
がある場合、これは単純に、T8焼もどしの特定の種類で
あることを示し、例えば、ある時効温度におけるかまた
は、ある時間数の間のT8であることを示す。
安定な状態まで自然時効される T4 溶体化処理され、実質的に安定な状態まで自然
時効される T6 溶体化処理され、人工時効される T8 溶体化処理され、冷間加工され、人工時効され
る ＊ 標準の焼もどし名称の後にT81のような追加の数字
がある場合、これは単純に、T8焼もどしの特定の種類で
あることを示し、例えば、ある時効温度におけるかまた
は、ある時間数の間のT8であることを示す。
＊＊ T4またはT6では幾何学的完全性（Geometric Inte
grity）を得るために冷間加工が行われることがある
が、この冷間加工は時効後の性質の各々に殆ど影響しな
い。
grity）を得るために冷間加工が行われることがある
が、この冷間加工は時効後の性質の各々に殆ど影響しな
い。
組成Ｉの合金をつぎの手法を用いて鋳造し、押出し
た。元素を、不活性アルゴン雰囲気のもとに誘導融解
し、直径160mm（6 1/4インチ）、23kg（50lb）のビレッ
トに鋳造した。インゴットの組成的均一性を得るため２
段階の均質化処理によりビレットの拡散焼きなましを行
った。第１段階において、ビレットを454℃（850゜F）
に16時間加熱して低融解温度相を固溶体にし、そして第
２段階において504℃（940゜F）で８時間加熱した。段
階Ｉは、鋳放しの構造物の中に生成する非平衡低融解温
度相の融解点以下で行った。なぜならこのような相の融
解はインゴットを多孔性及び／または作業性不良にする
からである。段階IIは、融解を伴わないで実際に達成で
きる最高温度で行って、迅速な拡散を確保し組成を均一
にした。ビレットのスキャルピングを行い、つぎに約37
0℃（700゜F）において25mm/sのラム速度で押出し、断
面が10mm×102mm（3/8インチ×４インチ）の矩形のバー
を製造した。
た。元素を、不活性アルゴン雰囲気のもとに誘導融解
し、直径160mm（6 1/4インチ）、23kg（50lb）のビレッ
トに鋳造した。インゴットの組成的均一性を得るため２
段階の均質化処理によりビレットの拡散焼きなましを行
った。第１段階において、ビレットを454℃（850゜F）
に16時間加熱して低融解温度相を固溶体にし、そして第
２段階において504℃（940゜F）で８時間加熱した。段
階Ｉは、鋳放しの構造物の中に生成する非平衡低融解温
度相の融解点以下で行った。なぜならこのような相の融
解はインゴットを多孔性及び／または作業性不良にする
からである。段階IIは、融解を伴わないで実際に達成で
きる最高温度で行って、迅速な拡散を確保し組成を均一
にした。ビレットのスキャルピングを行い、つぎに約37
0℃（700゜F）において25mm/sのラム速度で押出し、断
面が10mm×102mm（3/8インチ×４インチ）の矩形のバー
を製造した。
熱間ねじり試験によって、この合金は従来のアルミニ
ウム加工装置を用い、実際に可能な変形温度及びひずみ
速度条件において容易に加工できることが決定された。
例えば、圧延のような要求のより厳しい作業に対する熱
間加工パラメーターが決定された。直径6.1mm（0.24イ
ンチ）及び標点距離50mm（２インチ）の供試体を押出し
品から機械加工により作り出し、再拡散焼きなましを行
った。370乃至510℃（700乃至950゜F）の温度で、0.06S
-1の相当引張りひずみ速度において熱間ねじり試験を行
った。１図に示すとおり、この温度範囲にわたり、相当
引張り流れ応力（equivalent tensile flow stress）及
び相当引張り破損ひずみ（equivalent tensile strain
−to−failure）を評価した。この破損ひずみは、427℃
（800゜F）以下から482℃（900゜F）を超えたばかり
の、広い範囲の熱間加工温度にわたり、最大になってい
る、そのため圧延及び鍛造作業の温度を選ぶときの融通
性が十分に与えられる。液化は508℃（946゜F）で起こ
るが、これは示差走査熱量計（DSC）及び冷却曲線解析
により決定される。これが510℃（950゜F）における熱
間延性（hot ductility）の急激な低下の原因である。
最適な熱間加工温度範囲にわたる流れ応力（flow stres
ses）は十分に低いので、従来のアルミニウム合金製造
業に整合した能力を持つプレスまたは製作機械を用いて
加工が容易に行われる。経済的観点から、組成Ｉの鋳放
し材料及び拡散焼きなまし材料を用いる類似の研究が同
じ経口を示すと言うことは重要である。
ウム加工装置を用い、実際に可能な変形温度及びひずみ
速度条件において容易に加工できることが決定された。
例えば、圧延のような要求のより厳しい作業に対する熱
間加工パラメーターが決定された。直径6.1mm（0.24イ
ンチ）及び標点距離50mm（２インチ）の供試体を押出し
品から機械加工により作り出し、再拡散焼きなましを行
った。370乃至510℃（700乃至950゜F）の温度で、0.06S
-1の相当引張りひずみ速度において熱間ねじり試験を行
った。１図に示すとおり、この温度範囲にわたり、相当
引張り流れ応力（equivalent tensile flow stress）及
び相当引張り破損ひずみ（equivalent tensile strain
−to−failure）を評価した。この破損ひずみは、427℃
（800゜F）以下から482℃（900゜F）を超えたばかり
の、広い範囲の熱間加工温度にわたり、最大になってい
る、そのため圧延及び鍛造作業の温度を選ぶときの融通
性が十分に与えられる。液化は508℃（946゜F）で起こ
るが、これは示差走査熱量計（DSC）及び冷却曲線解析
により決定される。これが510℃（950゜F）における熱
間延性（hot ductility）の急激な低下の原因である。
最適な熱間加工温度範囲にわたる流れ応力（flow stres
ses）は十分に低いので、従来のアルミニウム合金製造
業に整合した能力を持つプレスまたは製作機械を用いて
加工が容易に行われる。経済的観点から、組成Ｉの鋳放
し材料及び拡散焼きなまし材料を用いる類似の研究が同
じ経口を示すと言うことは重要である。
つぎに、熱間ねじり試験に用いられなかった矩形のバ
ー押出し品を503℃（938゜F）において１時間溶体化処
理し、水で急令した。各押出し品の幾つかの断片を３時
間の急冷の間に約３パーセントの延伸矯正を行った。こ
の延伸矯正方法は押出し品の矯正をすると共に冷間加工
をもたらす。冷間加工されたもの及び冷間加工されなか
ったものの幾つかの断片を共に約20℃（68゜F）におい
て自然時効処理した。そのほかの断片は、冷間加工され
たものは160℃（320゜F）、冷間加工されなかったもの
は180℃（356゜F）において人工時効処理した。
ー押出し品を503℃（938゜F）において１時間溶体化処
理し、水で急令した。各押出し品の幾つかの断片を３時
間の急冷の間に約３パーセントの延伸矯正を行った。こ
の延伸矯正方法は押出し品の矯正をすると共に冷間加工
をもたらす。冷間加工されたもの及び冷間加工されなか
ったものの幾つかの断片を共に約20℃（68゜F）におい
て自然時効処理した。そのほかの断片は、冷間加工され
たものは160℃（320゜F）、冷間加工されなかったもの
は180℃（356゜F）において人工時効処理した。
従来の合金2219及び2024に比べ、組成Ｉの優れた性質
を第IV表に示す。特に、組成Ｉに対する自然時効（T3及
びT4）条件が従来の合金に対する最適高強度T8焼もどし
に匹敵することに注意すべきである。
を第IV表に示す。特に、組成Ｉに対する自然時効（T3及
びT4）条件が従来の合金に対する最適高強度T8焼もどし
に匹敵することに注意すべきである。
第Ｖ表は本発明の各種の合金の自然時効引張り特性を
示す。
示す。
組成Ｉは驚くべき自然時効反応を示す。冷間加工の先
行しない自然時効条件、T4焼もどし、における組成Ｉの
引張り特性は、冷間加工の先行する人工時効条件、すな
わち完全な熱処理条件またはT81焼もどし、の合金2219
のそれらより優れてさえいる。T4焼もどしの組成ＩのYS
は61.9ksi,UTSは85.0ksiそして伸び率は16.5パーセント
である。これに対し、現在の標準的宇宙用合金である22
19−T81の押出し品に対する便覧の特性最低値は44.0ksi
のYS,61.0ksiのUTS及び６パーセントの伸び率である
（第IV表参照）。T81焼もどしは、組成Ｉ合金に類似の
形状（geometry）の2219押出し品に対し、最高強度の標
準的焼もどしである。自然時効焼もどしの組成Ｉはま
た、高強度T81焼もどしの合金2024より優れた特性を持
つ。この合金2024は最新の航空機合金の１つであって、
その便覧最低値は、58ksiのYS,66ksiのUTSおよび５パー
セントの伸び率である。合金2024はまた、自然時効反応
を示す、すなわちT42で示されるが、それは組成Ｉより
はるかに弱い（第IV表参照）。
行しない自然時効条件、T4焼もどし、における組成Ｉの
引張り特性は、冷間加工の先行する人工時効条件、すな
わち完全な熱処理条件またはT81焼もどし、の合金2219
のそれらより優れてさえいる。T4焼もどしの組成ＩのYS
は61.9ksi,UTSは85.0ksiそして伸び率は16.5パーセント
である。これに対し、現在の標準的宇宙用合金である22
19−T81の押出し品に対する便覧の特性最低値は44.0ksi
のYS,61.0ksiのUTS及び６パーセントの伸び率である
（第IV表参照）。T81焼もどしは、組成Ｉ合金に類似の
形状（geometry）の2219押出し品に対し、最高強度の標
準的焼もどしである。自然時効焼もどしの組成Ｉはま
た、高強度T81焼もどしの合金2024より優れた特性を持
つ。この合金2024は最新の航空機合金の１つであって、
その便覧最低値は、58ksiのYS,66ksiのUTSおよび５パー
セントの伸び率である。合金2024はまた、自然時効反応
を示す、すなわちT42で示されるが、それは組成Ｉより
はるかに弱い（第IV表参照）。
人工時効の適正な温度を決定するため時効の研究を行
った。それによれば、技術的に妥当な時間内で、つぎの
ような温度で最大付近の強度が得られる：延伸作用を受
けた材料に対して160℃または延伸作用を受けない材料
に対して180℃。延伸作用を受けた材料に対しては、冷
間加工によって導入された転位が時効速度を速めるか
ら、より低い温度が選ばれた。
った。それによれば、技術的に妥当な時間内で、つぎの
ような温度で最大付近の強度が得られる：延伸作用を受
けた材料に対して160℃または延伸作用を受けない材料
に対して180℃。延伸作用を受けた材料に対しては、冷
間加工によって導入された転位が時効速度を速めるか
ら、より低い温度が選ばれた。
人工時効条件において、組成Ｉは超高強度を得る。特
に重要なことは、T8及びT6焼もどしの両方において100k
siに近い最大の引張り強度（極限引張り強さ）（UTS）
および５パーセントの伸び率が得られることである。こ
のことは、冷間加工は、従来の2XXX合金には一般的に必
要であるが本発明の合金の超高強度を得るのに不要であ
ることを示している。これを２図に図によって示す。こ
の図は、ロックウェルＢ硬度（これらの合金のUTSにほ
ぼ１対１で対応する合金硬度の尺度）は十分な時効時間
の後には冷間加工（延伸）の量に関係なく同じ究極の値
に到達することを示す。これによって、航空機および宇
宙機器関連の製造方法に相当な自由が与えられる。さら
に、大幅な時効不足（grossly underaged）、すなわち
逆戻りの（reverted,）焼もどしにおいて25パーセント
までの伸び率が得られた（第VI表の、組成Ｉ、VI、XI、
及びXIIの特性ならびに第VI a表の、本発明に基づいて
造られた合金のそのほかの特性を参照）。このような高
い延性の焼もどしは航空宇宙構造物の構成要素の製作に
おいて極めて有益である。というのは、大規模な冷間加
工には制限があるからである。３および４図の曲線は、
非冷間加工及び冷間加工の合金の場合、強度／延性の関
係が人工時効時間によっていかに変化するかを示す。
に重要なことは、T8及びT6焼もどしの両方において100k
siに近い最大の引張り強度（極限引張り強さ）（UTS）
および５パーセントの伸び率が得られることである。こ
のことは、冷間加工は、従来の2XXX合金には一般的に必
要であるが本発明の合金の超高強度を得るのに不要であ
ることを示している。これを２図に図によって示す。こ
の図は、ロックウェルＢ硬度（これらの合金のUTSにほ
ぼ１対１で対応する合金硬度の尺度）は十分な時効時間
の後には冷間加工（延伸）の量に関係なく同じ究極の値
に到達することを示す。これによって、航空機および宇
宙機器関連の製造方法に相当な自由が与えられる。さら
に、大幅な時効不足（grossly underaged）、すなわち
逆戻りの（reverted,）焼もどしにおいて25パーセント
までの伸び率が得られた（第VI表の、組成Ｉ、VI、XI、
及びXIIの特性ならびに第VI a表の、本発明に基づいて
造られた合金のそのほかの特性を参照）。このような高
い延性の焼もどしは航空宇宙構造物の構成要素の製作に
おいて極めて有益である。というのは、大規模な冷間加
工には制限があるからである。３および４図の曲線は、
非冷間加工及び冷間加工の合金の場合、強度／延性の関
係が人工時効時間によっていかに変化するかを示す。
本発明の合金生成物の製造のために、処理工程が開示
されているが、これらの工程は各種の必要な結果を得る
ために変更され得ることに留意すべきである。したがっ
て、造られる最終製品の、例えば物理的および機械的、
特性に影響を与えるために、鋳造、均質化、加工、熱処
理、時効、などを含む工程が変更されることがあり、ま
たはその他の工程が加えられることがある。このように
して、強化析出物の種類、大きさ、分布のような特性
が、処理技術によってある程度制御できる。また、最終
製品の粒度及び結晶化度がある程度制御される。したが
って本発明の合金の製造において、本開示に示される処
理技術に加え、他の従来の方法が用いられてもよい。
されているが、これらの工程は各種の必要な結果を得る
ために変更され得ることに留意すべきである。したがっ
て、造られる最終製品の、例えば物理的および機械的、
特性に影響を与えるために、鋳造、均質化、加工、熱処
理、時効、などを含む工程が変更されることがあり、ま
たはその他の工程が加えられることがある。このように
して、強化析出物の種類、大きさ、分布のような特性
が、処理技術によってある程度制御できる。また、最終
製品の粒度及び結晶化度がある程度制御される。したが
って本発明の合金の製造において、本開示に示される処
理技術に加え、他の従来の方法が用いられてもよい。
本発明の合金のインゴットまたはビレットを造るには
鋳造法が好ましいが、合金はまた、微細な粒子から固め
たビレットの形状に造られてもよい。粉末または微粒物
質は噴霧化、機械的合金化（mechanical alloying）及
び融解紡糸（melt spinning）などの方法によって製造
できる。
鋳造法が好ましいが、合金はまた、微細な粒子から固め
たビレットの形状に造られてもよい。粉末または微粒物
質は噴霧化、機械的合金化（mechanical alloying）及
び融解紡糸（melt spinning）などの方法によって製造
できる。
本発明に基づいて造られる合金の引張り特性に対する
Mg含有率の影響に関し調査研究を行った。５図によれ
ば、各種の量のMgを含む、組成Al−6.3Cu−1.3Li−0.14
Zrの合金はT3焼もどしのとき、0.4重量パーセントのMg
において自然時効強度が最高である。そして６図は、T4
焼もどし時の同様なMg含有率で最高値を示す。さらに、
７及び８図に示すとうり、人工時効のT6及びT8焼もどし
における最高強度もまた0.4重量パーセントのMgにおい
て得られる。従来の2XXX合金において、Mg含有率の増加
は強度の増大をもたらす、例えば、2024,2124及び2618
合金は一般的に1.5重量パーセントのMgを含有する。し
たがって、本発明の合金において、このような低いMg濃
度で最高値が得られ、約0.4重量パーセントを超えてMg
含有率が増しても強度は増さないということは驚くべき
である。
Mg含有率の影響に関し調査研究を行った。５図によれ
ば、各種の量のMgを含む、組成Al−6.3Cu−1.3Li−0.14
Zrの合金はT3焼もどしのとき、0.4重量パーセントのMg
において自然時効強度が最高である。そして６図は、T4
焼もどし時の同様なMg含有率で最高値を示す。さらに、
７及び８図に示すとうり、人工時効のT6及びT8焼もどし
における最高強度もまた0.4重量パーセントのMgにおい
て得られる。従来の2XXX合金において、Mg含有率の増加
は強度の増大をもたらす、例えば、2024,2124及び2618
合金は一般的に1.5重量パーセントのMgを含有する。し
たがって、本発明の合金において、このような低いMg濃
度で最高値が得られ、約0.4重量パーセントを超えてMg
含有率が増しても強度は増さないということは驚くべき
である。
異なるMg含有率の、Al−5.4Cu−1.3Li−0.14Zr合金に
おいても状況は同様である。例えば、９及び10図に示す
とうりT3及びT4焼もどしのいづれにおいても自然時効強
度は0.4重量パーセント付近のMgにおいて最高であり、M
gが1.5及び2.0重量パーセントになると強度がやや減少
する。T6焼もどし（最大付近及び時効不足の両条件）に
おいて強度はやはり、0.4パーセント付近のMgのときに
最高である。11図（最大付近の時効）及び12図（時効不
足）を参照されたい。T8焼もどし（13図）において強度
はやはり0.4重量パーセントのMgにおいて最高である。
しかし、その差はT3,T4及びT6焼もどしのときほど顕著
ではない。
おいても状況は同様である。例えば、９及び10図に示す
とうりT3及びT4焼もどしのいづれにおいても自然時効強
度は0.4重量パーセント付近のMgにおいて最高であり、M
gが1.5及び2.0重量パーセントになると強度がやや減少
する。T6焼もどし（最大付近及び時効不足の両条件）に
おいて強度はやはり、0.4パーセント付近のMgのときに
最高である。11図（最大付近の時効）及び12図（時効不
足）を参照されたい。T8焼もどし（13図）において強度
はやはり0.4重量パーセントのMgにおいて最高である。
しかし、その差はT3,T4及びT6焼もどしのときほど顕著
ではない。
本発明の合金の引張り特性はLi含有率に大きく依存す
る。最大強度は約1.1乃至1.3パーセントのLi濃度のとき
に得られ、そして約1.4パーセントを超えるとき及び約
1.0パーセント以下のとき、かなり減少する。例えば、
本発明の合金組成VI（Al−5.4Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Z
r）及び合金組成VII（Al−5.4Cu−1.7Li−0.4Mg−0.14Z
r）の引張り特性を比較すると、降伏強さ及び極限引張
り強さの両者において8ksi以上の減少が明らかである
（第VI及び第VI a表参照）。
る。最大強度は約1.1乃至1.3パーセントのLi濃度のとき
に得られ、そして約1.4パーセントを超えるとき及び約
1.0パーセント以下のとき、かなり減少する。例えば、
本発明の合金組成VI（Al−5.4Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Z
r）及び合金組成VII（Al−5.4Cu−1.7Li−0.4Mg−0.14Z
r）の引張り特性を比較すると、降伏強さ及び極限引張
り強さの両者において8ksi以上の減少が明らかである
（第VI及び第VI a表参照）。
一般的に述べると、強度及び伸び率のような特性の最
も有利な値はMg及びLiの範囲が両方とも比較的狭い合金
において得られる。本発明の合金であって、4.5〜7.0C
u,1.0〜1.4Li,0.3〜0.5Mg,0.05〜0.5の細粒化剤，及び
残部Al、の範囲内のものが各々の焼もどしに対し極めて
有用な縦強度及び伸び率を示す。例えば、T3焼もどしに
おいて、上述の組成範囲内の合金は、約55乃至約65ksi
のYS範囲、約70乃至約80ksiのUTS範囲及び約12乃至約20
パーセントの伸び率の範囲を示す。T4焼もどしにおい
て、この範囲内の合金は約56乃至約68ksiのYS範囲、約8
0乃至約90ksiのUTS範囲、及び約12乃至約20パーセント
の伸び率の範囲を示す。さらに、T6焼もどしにおいて、
これらの合金は約80乃至約100ksiのYS範囲、約85乃至約
105ksiのUTS範囲及び約２乃至約10パーセントの伸び率
の範囲を示す。さらに、T8焼もどしにおいて、上述の組
成範囲内の合金は約87乃至約100ksiのYS範囲、約88乃至
約105ksiのUTS範囲及び約２乃至約11パーセントの伸び
率の範囲を示す。
も有利な値はMg及びLiの範囲が両方とも比較的狭い合金
において得られる。本発明の合金であって、4.5〜7.0C
u,1.0〜1.4Li,0.3〜0.5Mg,0.05〜0.5の細粒化剤，及び
残部Al、の範囲内のものが各々の焼もどしに対し極めて
有用な縦強度及び伸び率を示す。例えば、T3焼もどしに
おいて、上述の組成範囲内の合金は、約55乃至約65ksi
のYS範囲、約70乃至約80ksiのUTS範囲及び約12乃至約20
パーセントの伸び率の範囲を示す。T4焼もどしにおい
て、この範囲内の合金は約56乃至約68ksiのYS範囲、約8
0乃至約90ksiのUTS範囲、及び約12乃至約20パーセント
の伸び率の範囲を示す。さらに、T6焼もどしにおいて、
これらの合金は約80乃至約100ksiのYS範囲、約85乃至約
105ksiのUTS範囲及び約２乃至約10パーセントの伸び率
の範囲を示す。さらに、T8焼もどしにおいて、上述の組
成範囲内の合金は約87乃至約100ksiのYS範囲、約88乃至
約105ksiのUTS範囲及び約２乃至約11パーセントの伸び
率の範囲を示す。
本発明によって造られる合金の硬度及び引張り特性に
対するCu含有率の影響に関し、調査研究を行った。Al−
1.3Li−0.4Mg−0.14Zr及び0.05Tiを含み銅の濃度が2.5
乃至5.4パーセントの範囲で変化する合金の、鋳造、拡
散やきなまし、スキャルピング、押出し、溶体化処理、
急冷、０パーセントまたは３パーセントの延伸、及び前
述の組成Ｉに対し説明したのと同様な方法の熱処理を行
った。14図は、３パーセントの延伸を受け、160℃で時
効された、Cu含有率の異なる合金の時効時間対硬度の曲
線を示す。14図によれば、冷間加工、人工時効条件の合
金の場合、Cu含有率の増加と共に硬度が増加する。15図
は、延伸されずに180℃で時効された、Cu含有率の異な
る合金の時効時間対硬度の曲線を示す。15図によれば、
非冷間加工の、人工時効条件の合金の場合、Cu含有率が
増すと硬度が増加する。
対するCu含有率の影響に関し、調査研究を行った。Al−
1.3Li−0.4Mg−0.14Zr及び0.05Tiを含み銅の濃度が2.5
乃至5.4パーセントの範囲で変化する合金の、鋳造、拡
散やきなまし、スキャルピング、押出し、溶体化処理、
急冷、０パーセントまたは３パーセントの延伸、及び前
述の組成Ｉに対し説明したのと同様な方法の熱処理を行
った。14図は、３パーセントの延伸を受け、160℃で時
効された、Cu含有率の異なる合金の時効時間対硬度の曲
線を示す。14図によれば、冷間加工、人工時効条件の合
金の場合、Cu含有率の増加と共に硬度が増加する。15図
は、延伸されずに180℃で時効された、Cu含有率の異な
る合金の時効時間対硬度の曲線を示す。15図によれば、
非冷間加工の、人工時効条件の合金の場合、Cu含有率が
増すと硬度が増加する。
16図によれば、Al−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr−0.05Ti及
び異なるCu量からなる組成の合金はT3焼もどしの場合、
約５乃至６パーセントのCuのとき自然時効強度が最大で
ある。Cuが約５パーセント以下になると強度が徐々に減
少する。17図はT4焼もどしにおける同様な傾向を示す。
同様に、18及び19図に示すとうり、人工時効のT6及びT8
焼もどしの両方の場合に、最大の強度は約５乃至６パー
セントのCuのときに得られる。約５パーセント以下のCu
のとき、T3及びT4焼もどしの場合のように，強度が減少
するが、その減少はT6及びT8焼もどしにおいていっそう
顕著である。
び異なるCu量からなる組成の合金はT3焼もどしの場合、
約５乃至６パーセントのCuのとき自然時効強度が最大で
ある。Cuが約５パーセント以下になると強度が徐々に減
少する。17図はT4焼もどしにおける同様な傾向を示す。
同様に、18及び19図に示すとうり、人工時効のT6及びT8
焼もどしの両方の場合に、最大の強度は約５乃至６パー
セントのCuのときに得られる。約５パーセント以下のCu
のとき、T3及びT4焼もどしの場合のように，強度が減少
するが、その減少はT6及びT8焼もどしにおいていっそう
顕著である。
第VII表は本発明の合金であってAl−1.3Li−0.4Mg−
0.14Zr−0.05Ti及び異なる量のCuを含むものの引張り特
性を示す。示されているCuの重量パーセントは測定値で
ある。
0.14Zr−0.05Ti及び異なる量のCuを含むものの引張り特
性を示す。示されているCuの重量パーセントは測定値で
ある。
本発明の合金の場合に達成される前述の著しい時効硬
化反応及び高強度は、一般的には、析出物形成元素の固
体溶解度が非常に高い合金に対して期待されるものであ
ることは注目すべきである。したがってこの結果は、在
来技術のAl−Cu−Li−Mg合金との比較においてはまった
く予想されない。従来のAl−Cu−Li−Mg合金の場合、既
に示したとうりモンドルフォ（641頁）がつぎのように
結論している。すなわち、Al−Cu−Mg合金にLiを加える
とCu及びMgの固体溶解度を低下させ、MgをAl−Cu−Li合
金に加えると銅とリチウムの固体溶解度を低下させ、そ
のため得られる時効硬化反応及びUTSの値が減少する。
これに反し、本発明の合金においては、従来のものより
非常に優れた時効硬化反応及び高強度が得られることが
判明した。
化反応及び高強度は、一般的には、析出物形成元素の固
体溶解度が非常に高い合金に対して期待されるものであ
ることは注目すべきである。したがってこの結果は、在
来技術のAl−Cu−Li−Mg合金との比較においてはまった
く予想されない。従来のAl−Cu−Li−Mg合金の場合、既
に示したとうりモンドルフォ（641頁）がつぎのように
結論している。すなわち、Al−Cu−Mg合金にLiを加える
とCu及びMgの固体溶解度を低下させ、MgをAl−Cu−Li合
金に加えると銅とリチウムの固体溶解度を低下させ、そ
のため得られる時効硬化反応及びUTSの値が減少する。
これに反し、本発明の合金においては、従来のものより
非常に優れた時効硬化反応及び高強度が得られることが
判明した。
制限視野回折（selected area diffraction）（SAD）
測定を含む詳細な透過電子顕微鏡法（TEM）による研究
によれば、T8焼もどしにおける本発明の合金の超高強度
は、Al−Li及びAl−Cu−Li合金に一般的に見られるデル
タ−プライム（delta−prime）（Al3Li）及びシータ−
プライム（theta−prime）（Al2Cu）のような強化析出
物ではなく、それらとは別の、T1（Al2CuLi）析出物の
極めて均一な分布と関係がある可能性がある。
測定を含む詳細な透過電子顕微鏡法（TEM）による研究
によれば、T8焼もどしにおける本発明の合金の超高強度
は、Al−Li及びAl−Cu−Li合金に一般的に見られるデル
タ−プライム（delta−prime）（Al3Li）及びシータ−
プライム（theta−prime）（Al2Cu）のような強化析出
物ではなく、それらとは別の、T1（Al2CuLi）析出物の
極めて均一な分布と関係がある可能性がある。
フアング（Huang）及びアーデル（Ardell）による合
金2090に関する最近の研究［「クリスタル・ストラクチ
ュアー・アンド・スタビリティ・オブ・T1（Al2CuLi）
プレシピテエイティズ・イン・エイジド・Al−Li−Cuア
ロイズ」（“Crystal Structure and Stability of T1
（Al2CuLi）Precipitates in Aged Al−Li−Cu Alloy
s"）、マテリアル・サイエンス・アンド・テクノロジィ
（Mat.Sci.and TECHNOLOGY）、３月、ボル（Vol.）３、
176−188頁,1987年を参照願う］において、T8焼もどし
における合金2090はT1及びデルタ−プライム相の両方を
含有する、そしてT1相のほうがデルタ−プライム相より
有力な強化物であることが明らかにされている。これに
反し、本発明の合金（組成Ｉ、T8焼もどし）に関する制
限視野回折パターン（SADP）研究によれば、T1が主要な
強化相として存在し、デルタ−プライムは観察されな
い。この結論は、T8焼もどしにおける組成Ｉの合金から
の［110］、［112］、［114］、及び［013］晶帯軸（Z
A）に対する制限視野回折パターンをフアング及びアー
デルのものから予測されるパターンと比較した結果であ
る。SADP研究はまたつぎのことを示す。すなわち、T8焼
もどしにおける組成Ｉ合金のT1小板（platelet）の容積
割合は合金2090におけるより大きく、そしてより均一に
分布しているようである（ZA−［114］についての（101
0）T1スポットから写した中心暗視野（CDF）写真の観察
による）。さらに、合金2090においてT1を大量に析出さ
せるるには冷間加工が必要であるが、本発明の合金にお
いては冷間加工の有無に関係なく高い容積割合のT1が人
工時効において認められる。
金2090に関する最近の研究［「クリスタル・ストラクチ
ュアー・アンド・スタビリティ・オブ・T1（Al2CuLi）
プレシピテエイティズ・イン・エイジド・Al−Li−Cuア
ロイズ」（“Crystal Structure and Stability of T1
（Al2CuLi）Precipitates in Aged Al−Li−Cu Alloy
s"）、マテリアル・サイエンス・アンド・テクノロジィ
（Mat.Sci.and TECHNOLOGY）、３月、ボル（Vol.）３、
176−188頁,1987年を参照願う］において、T8焼もどし
における合金2090はT1及びデルタ−プライム相の両方を
含有する、そしてT1相のほうがデルタ−プライム相より
有力な強化物であることが明らかにされている。これに
反し、本発明の合金（組成Ｉ、T8焼もどし）に関する制
限視野回折パターン（SADP）研究によれば、T1が主要な
強化相として存在し、デルタ−プライムは観察されな
い。この結論は、T8焼もどしにおける組成Ｉの合金から
の［110］、［112］、［114］、及び［013］晶帯軸（Z
A）に対する制限視野回折パターンをフアング及びアー
デルのものから予測されるパターンと比較した結果であ
る。SADP研究はまたつぎのことを示す。すなわち、T8焼
もどしにおける組成Ｉ合金のT1小板（platelet）の容積
割合は合金2090におけるより大きく、そしてより均一に
分布しているようである（ZA−［114］についての（101
0）T1スポットから写した中心暗視野（CDF）写真の観察
による）。さらに、合金2090においてT1を大量に析出さ
せるるには冷間加工が必要であるが、本発明の合金にお
いては冷間加工の有無に関係なく高い容積割合のT1が人
工時効において認められる。
本発明の合金はシルコック（Silcock）の研究によるA
l−Cu−Li系に、より類似している［J.M.シルコック、
「ザ・ストラクチュアル・エイジング・キャラクタリス
ティックス・オブ・アルミニウム−コンパー−リチウム
・アロイズ、」（“The structural Aging Characteris
tics of Aluminum−Copper−Lithium Alloys,"）、J.イ
ンスト・メタルズ（J.Inst.Metals）、88、357−364
頁、1959−1960を参照願う］。類似の銅及びリチウム濃
度において、シルコックの示すところによれば、人工時
効条件のときに存在する相はT1、シータ−プライム及び
アルミニウムの固溶体である。予想に反し、本発明にお
いてはシータ−プライムの析出は抑制されている。それ
はT1の多量の核生成によると考えられるがこの影響につ
いては完全には解明されていない。
l−Cu−Li系に、より類似している［J.M.シルコック、
「ザ・ストラクチュアル・エイジング・キャラクタリス
ティックス・オブ・アルミニウム−コンパー−リチウム
・アロイズ、」（“The structural Aging Characteris
tics of Aluminum−Copper−Lithium Alloys,"）、J.イ
ンスト・メタルズ（J.Inst.Metals）、88、357−364
頁、1959−1960を参照願う］。類似の銅及びリチウム濃
度において、シルコックの示すところによれば、人工時
効条件のときに存在する相はT1、シータ−プライム及び
アルミニウムの固溶体である。予想に反し、本発明にお
いてはシータ−プライムの析出は抑制されている。それ
はT1の多量の核生成によると考えられるがこの影響につ
いては完全には解明されていない。
優れた室温特性のほかに、本発明の合金は優れた極低
温特性を持つていることが試験によって示されている。
低温において、引張り及び耐力強度が保持されるのみで
なく、まさしく改善されている。第VIII表に示すとう
り、特性は合金2219のそれらよりはるかに優れている。
例えば、T8焼もどしにおける組成Ｉは−196℃（−320゜
F）において約109ksiのYS及び約114ksiのUTSの引張り特
性を示す（20図参照）。これは、宇宙用途に対し重要な
意味を持つ、というのは、この用途では燃料及び酸化剤
タンクに極低温合金が必要であるからである。
温特性を持つていることが試験によって示されている。
低温において、引張り及び耐力強度が保持されるのみで
なく、まさしく改善されている。第VIII表に示すとう
り、特性は合金2219のそれらよりはるかに優れている。
例えば、T8焼もどしにおける組成Ｉは−196℃（−320゜
F）において約109ksiのYS及び約114ksiのUTSの引張り特
性を示す（20図参照）。これは、宇宙用途に対し重要な
意味を持つ、というのは、この用途では燃料及び酸化剤
タンクに極低温合金が必要であるからである。
組成Ｉの合金はまた優れた高温特性を示す。例えば、
16時間の最大時効におけるT6焼もどしのときに、この合
金は149℃（300゜F）において、その強度の大部分と実
用的な大きさの伸び率、すなわち、74.4ksiのYS、77.0k
siのUTS及び7.5パーセントの伸び率を保持する。最大付
近の時効のT8焼もどしのとき、組成Ｉは149℃（300゜
F）において84.7ksiのYS、85.1ksiのUTS及び5.5パーセ
ントの伸び率を示す（第IX表及び21図参照）。
16時間の最大時効におけるT6焼もどしのときに、この合
金は149℃（300゜F）において、その強度の大部分と実
用的な大きさの伸び率、すなわち、74.4ksiのYS、77.0k
siのUTS及び7.5パーセントの伸び率を保持する。最大付
近の時効のT8焼もどしのとき、組成Ｉは149℃（300゜
F）において84.7ksiのYS、85.1ksiのUTS及び5.5パーセ
ントの伸び率を示す（第IX表及び21図参照）。
本発明の合金の溶接研究によれば、合金は容易に溶接
され、溶接中に起こる高温割れに対し優れた抵抗性を示
す。組成Ｉのタングステン不活性ガス（TIG）突合わせ
溶接物を、溶接材合金2319（A1−6.3Cu−0.3Mn−0.15Ti
−0.1V−0.18Zr）を用い10mm×102mm（3/8×４インチ）
の押出しバーから作った。板は固く束縛されたが、それ
でも高温割れは観察されなかった。溶接を直流の正極性
（straight polarity）によって行った。押し抜き通過
パラメーター（Punch pass parameters）は4.2mm/秒（1
0インチ／分）の移動速度において240ボルト13.6アンペ
アであった。2319溶接材［直径1.6mm（1/16−インチ）
の棒］は178ボルト及び19アンペアにおいて、7.6mm/秒
（18インチ／分）で溶着部に供給された。溶接性の定量
的評価を行うのは困難であるが、溶接性は2219の溶接性
に極めて近いようである。このものはミル・ハンドブッ
ク Ｖ（MIL.HANDBOOK Ｖ）において、‘A'に格付けさ
れ、その合金が一般的にすべての実用的な手順及び方法
によって溶接できることを示している。
され、溶接中に起こる高温割れに対し優れた抵抗性を示
す。組成Ｉのタングステン不活性ガス（TIG）突合わせ
溶接物を、溶接材合金2319（A1−6.3Cu−0.3Mn−0.15Ti
−0.1V−0.18Zr）を用い10mm×102mm（3/8×４インチ）
の押出しバーから作った。板は固く束縛されたが、それ
でも高温割れは観察されなかった。溶接を直流の正極性
（straight polarity）によって行った。押し抜き通過
パラメーター（Punch pass parameters）は4.2mm/秒（1
0インチ／分）の移動速度において240ボルト13.6アンペ
アであった。2319溶接材［直径1.6mm（1/16−インチ）
の棒］は178ボルト及び19アンペアにおいて、7.6mm/秒
（18インチ／分）で溶着部に供給された。溶接性の定量
的評価を行うのは困難であるが、溶接性は2219の溶接性
に極めて近いようである。このものはミル・ハンドブッ
ク Ｖ（MIL.HANDBOOK Ｖ）において、‘A'に格付けさ
れ、その合金が一般的にすべての実用的な手順及び方法
によって溶接できることを示している。
組成VIの溶接材及び2319溶接材と組成VIとの溶接物な
らびに組成XIの溶接材及び2319の溶接材と組成XIとの溶
接物に関し機械的性質を測定した。これらの合金からの
自然時効条件における溶接強度は、溶接可能であると一
般的に考えられている2219−T81及び2519−T87合金のそ
れらより高い場合が多かった（第Ｘ表参照）。
らびに組成XIの溶接材及び2319の溶接材と組成XIとの溶
接物に関し機械的性質を測定した。これらの合金からの
自然時効条件における溶接強度は、溶接可能であると一
般的に考えられている2219−T81及び2519−T87合金のそ
れらより高い場合が多かった（第Ｘ表参照）。
高強度アルミニウム合金は一般的に各種の腐食、特に
応力腐食割れ（SCC）に対する抵抗が弱い、そのため多
くの、先端技術による合金の使用が制限されている。こ
れに反し、本発明の合金はSCC試験において有望な結果
を示す。組成Ｉに対する応力対破損−時間の試験（ASTM
規格G49、試験期間に関してはASTM規格G64）によれば、
４つのLT（長い横方向の）供試体に、つぎの応力水準、
50ksi、37ksi、及び20ksiのそれぞれが負荷されている
ときに、すべてのものが規格の40日間反復浸せき試験に
生き残った。このことは重大である。というのは2024及
び2014のような既存の航空宇宙合金の耐力強度にほぼ同
じ応力水準において優れたSCC抵抗を実証しているから
である。さらに、組成ＩはT8焼もどしにおいて人工最大
時効の8090に匹敵するSCC抵抗を持つ、しかしそれは25
〜30ksi高い強度水準においてである。
応力腐食割れ（SCC）に対する抵抗が弱い、そのため多
くの、先端技術による合金の使用が制限されている。こ
れに反し、本発明の合金はSCC試験において有望な結果
を示す。組成Ｉに対する応力対破損−時間の試験（ASTM
規格G49、試験期間に関してはASTM規格G64）によれば、
４つのLT（長い横方向の）供試体に、つぎの応力水準、
50ksi、37ksi、及び20ksiのそれぞれが負荷されている
ときに、すべてのものが規格の40日間反復浸せき試験に
生き残った。このことは重大である。というのは2024及
び2014のような既存の航空宇宙合金の耐力強度にほぼ同
じ応力水準において優れたSCC抵抗を実証しているから
である。さらに、組成ＩはT8焼もどしにおいて人工最大
時効の8090に匹敵するSCC抵抗を持つ、しかしそれは25
〜30ksi高い強度水準においてである。
2XXX Al合金の剥離感受性に対する試験であるEXCO試
験（ASTM規格G34）は、合金組成ＩがEAに格付けされる
ことを示している。これは、剥離腐食に対し感受性が極
めて少ないことを示す。
験（ASTM規格G34）は、合金組成ＩがEAに格付けされる
ことを示している。これは、剥離腐食に対し感受性が極
めて少ないことを示す。
本発明に関する前述の説明を、本技術分野の精通者が
修正し、変更し、そして適応させ得ることは明白である
が、それらは以下の請求の範囲によって規定される発明
の精神及び範囲に含まれると考えるべきである。
修正し、変更し、そして適応させ得ることは明白である
が、それらは以下の請求の範囲によって規定される発明
の精神及び範囲に含まれると考えるべきである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 クラマー、ローレンス・スチーブンソン アメリカ合衆国21230メリーランド州ボ ルチモア、バッテリー・アベニュー 1248 (72)発明者 ランガン、ティモシー・ジェームス アメリカ合衆国21228メリーランド州ボ ルチモア、ブランクニー・ロード 242 (56)参考文献 特開 平１−275734（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−31947（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−118848（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−64735（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−164859（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−124253（ＪＰ，Ａ) 特表 昭63−501883（ＪＰ，Ａ) 欧州特許出願公開273600（ＥＰ，Ａ １) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18
Claims (79)
- 【請求項１】5.0〜7.0重量パーセントのCu、0.1〜2.5重
量パーセントのLi、0.05〜４重量パーセントのMg、0.01
〜1.5重量パーセントの細粒化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,H
f,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混合物からなる群から選ば
れるもの、残部のアルミニウム及び付随的不純物で構成
されるアルミニウム系合金であって、前記合金は溶体化
処理され人工時効された条件において517.125Mpa（75ks
i）より大きい極限引張り強さを有する、合金。 - 【請求項２】細粒化剤が0.05乃至0.5重量パーセント含
まれる請求の範囲第１項に記載の合金。 - 【請求項３】細粒化剤が0.08乃至0.2重量パーセント含
まれる請求の範囲第１項に記載の合金。 - 【請求項４】Mgが0.2乃至1.5重量パーセント含まれる請
求の範囲第１項に記載の合金。 - 【請求項５】Liが0.5乃至2.0重量パーセント含まれる請
求の範囲第４項に記載の合金。 - 【請求項６】Liが1.0乃至1.4重量パーセント含まれる請
求の範囲第４項に記載の合金。 - 【請求項７】Mgが0.3乃至0.5重量パーセント含まれる請
求の範囲第１項に記載の合金。 - 【請求項８】Liが0.5乃至2.0重量パーセント含まれる請
求の範囲第７項に記載の合金。 - 【請求項９】Liが1.0乃至1.4重量パーセント含まれる請
求の範囲第７項に記載の合金。 - 【請求項１０】細粒化剤がZrを含む請求の範囲第１項に
記載の合金。 - 【請求項１１】細粒化剤がTiを含む請求の範囲第１項に
記載の合金。 - 【請求項１２】5.0〜6.5重量パーセントのCu、0.1〜2.5
重量パーセントのLi、0.05〜４重量パーセントのMg、0.
01〜1.5重量パーセントの細粒化剤であってZr,Cr,Mn,T
i,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混合物からなる群から選
ばれるもの、残部のアルミニウム及び付随的不純物で構
成されるアルミニウム系合金であって、前記合金は溶体
化処理され人工時効された条件において517.125MPa（75
ksi）より大きい極限引張り強さを有する、合金。 - 【請求項１３】Mgが0.2乃至1.5重量パーセント含まれる
請求の範囲第12項に記載の合金。 - 【請求項１４】Cuが5.2乃至6.5重量パーセント含まれ、
Liが0.8乃至1.8重量パーセント含まれ、そしてMgが0.25
乃至1.0重量パーセント含まれる請求の範囲第13項に記
載の合金。 - 【請求項１５】Liが1.0乃至1.4重量パーセント含まれる
請求の範囲第13項に記載の合金。 - 【請求項１６】Mgが0.3乃至0.5重量パーセント含まれる
請求の範囲第12項に記載の合金。 - 【請求項１７】Liが0.5乃至2.0重量パーセント含まれる
請求の範囲第16項に記載の合金。 - 【請求項１８】Liが1.0乃至1.4重量パーセント含まれる
請求の範囲第16項に記載の合金。 - 【請求項１９】細粒化剤が0.05乃至0.5重量パーセント
のZrを含む請求の範囲第12項に記載の合金。 - 【請求項２０】5.4〜6.3重量パーセントのCu、0.1〜2.5
重量パーセントのLi、0.05〜４重量パーセントのMg、0.
01〜1.5重量パーセントの細粒化剤であってZr,Cr,Mn,T
i,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混合物からなる群から選
ばれるもの、残部のアルミニウム及び付随的不純物で構
成されるアルミニウム系合金であって、前記合金は溶体
化処理され人工時効された条件において517.125MPa（75
ksi）より大きい極限引張り強さを有する、合金。 - 【請求項２１】Mgが0.2乃至1.5重量パーセント含まれる
請求の範囲第20項に記載の合金。 - 【請求項２２】Liが0.5乃至2.0重量パーセント含まれる
請求の範囲第21項に記載の合金。 - 【請求項２３】Liが1.0乃至1.4重量パーセント含まれる
請求の範囲第21項に記載の合金。 - 【請求項２４】Mgが0.3乃至0.5重量パーセント含まれる
請求の範囲第20項に記載の合金。 - 【請求項２５】Liが0.5乃至1.7重量パーセント含まれる
請求の範囲第24項に記載の合金。 - 【請求項２６】Liが1.0乃至1.4重量パーセント含まれる
請求の範囲第24項に記載の合金。 - 【請求項２７】細粒化剤が0.08乃至0.2重量パーセント
のZrを含む請求の範囲第20項に記載の合金。 - 【請求項２８】組成Al−6.3Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
によって構成されるアルミニウム系合金であって、前記
合金は溶体化処理され人工時効された条件において517.
125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強さを有する、
合金。 - 【請求項２９】組成Al−5.0Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
によって構成されるアルミニウム系合金であって、前記
合金は溶体化処理され人工時効された条件において517.
125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強さを有する、
合金。 - 【請求項３０】組成Al−5.3Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
によって構成されるアルミニウム系合金であって、前記
合金は溶体化処理され人工時効された条件において517.
125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強さを有する、
合金。 - 【請求項３１】組成Al−6.3Cu−1.3Li−0.6Mg−0.14Zr
によって構成されるアルミニウム系合金であって、前記
合金は溶体化処理され人工時効された条件において517.
125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強さを有する、
合金。 - 【請求項３２】組成Al−5.4Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
によって構成されるアルミニウム系合金であって、前記
合金は溶体化処理され人工時効された条件において517.
125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強さを有する、
合金。 - 【請求項３３】組成Al−5.4Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.03Ti−0.4Mnによって構成されるアルミニウム系合
金であって、前記合金は溶体化処理され人工時効された
条件において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張
り強さを有する、合金。 - 【請求項３４】5.0〜7.0重量パーセントのCu、0.1〜2.5
重量パーセントのLi、0.05〜４重量パーセントのMg、0.
01〜1.5重量パーセントの細粒化剤であってZr,Cr,Ti,H
f,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混合物からなる群から選ば
れるもの、0.01〜1.5重量パーセントの１種以上の補助
的元素であってSn,Zn,Cd,Ge,Be,Sr,Ca,In,からなる群か
ら選ばれるもの、残部のアルミニウム及び付随的不純物
で構成されるアルミニウム系合金であって、前記合金は
溶体化処理され人工時効された条件において517.125MPa
（75ksi）より大きい極限引張り強さを有する、合金。 - 【請求項３５】組成Al−5.4Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.03Ti−0.25Znを持つ、請求の範囲第34項に記載の合
金。 - 【請求項３６】組成Al−5.4Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.03Ti−0.5Znをもつ、請求の範囲第34項に記載の合
金。 - 【請求項３７】組成Al−5.4Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.03Ti−0.2Geを持つ、請求の範囲第34項に記載の合
金。 - 【請求項３８】組成Al−5.4Cu−1.3Li−0.4Mg−0.14Zr
−0.03Ti−0.1Inを持つ、請求の範囲第34項に記載の合
金。 - 【請求項３９】5.0〜7.0重量パーセントのCu、0.1〜2.5
重量パーセントのLi、0.05〜４重量パーセントのMg、0.
01〜1.5重量パーセントの細粒化剤であってZr,Cr,Mn,T
i,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混合物からなる群から選
ばれるもの、残部のアルミニウム及び付随的不純物で構
成される、冷間加工され、人工時効処理されたアルミニ
ウム系合金であって、固溶体の母体中にT1析出物からな
るミクロ組織を含む合金であって、前記合金は溶体化処
理され人工時効された条件において517.125MPa（75ks
i）より大きい極限引張り強さを有する、合金。 - 【請求項４０】3.5〜7.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金で
あって、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件
において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強
さを有する、合金。 - 【請求項４１】細粒化剤が0.05乃至0.5重量パーセント
含まれる請求の範囲第40項に記載の合金。 - 【請求項４２】細粒化剤が0.08乃至0.2重量パーセント
含まれる請求の範囲第40項に記載の合金。 - 【請求項４３】細粒化剤がZr,Ti,またはそれらの組み合
わせを含む請求の範囲第40項に記載の合金。 - 【請求項４４】3.5〜7.0重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.05〜0.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金で
あって、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件
において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強
さを有する、合金。 - 【請求項４５】細粒化剤が0.08乃至0.2重量パーセント
含まれる請求の範囲第44項に記載の合金。 - 【請求項４６】細粒化剤がZr,Tiまたはそれらの組み合
わせを含む請求の範囲第44項に記載の合金。 - 【請求項４７】4.0〜6.5重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.08〜0.2重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金で
あって、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件
において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強
さを有する、合金。 - 【請求項４８】細粒化剤がZr,Tiまたはそれらの組み合
わせを含む請求の範囲第47項に記載の合金。 - 【請求項４９】4.5〜6.3重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.08〜0.2重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金で
あって、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件
において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強
さを有する、合金。 - 【請求項５０】細粒化剤がZr,Ti,またはそれらの組み合
わせを含む請求の範囲第49項に記載の合金。 - 【請求項５１】3.5〜7.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混
合物からなる群から選ばれるもの、0.01〜1.5重量パー
セントの１種以上の補助的元素であってSn,Zn,Cd,Ge,B
e,Sr,Ca,In,からなる群から選ばれるもの、残部のアル
ミニウム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系
合金であって、前記合金は溶体化処理され人工時効され
た条件において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引
張り強さを有する、合金。 - 【請求項５２】3.5〜7.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工され、人工
時効処理されたアルミニウム系合金であって、固溶体の
母体中にT1析出物からなるミクロ組織を含む合金であっ
て、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件にお
いて517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強さを
有する、合金。 - 【請求項５３】4.5〜7.0重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工され、自然
時効処理されたアルミニウム系合金であって、T3焼もど
しにおいて379.225乃至448.175MPa（55乃至65ksi）の範
囲内の降伏強さ、482.65乃至551.6MPa（70乃至80ksi）
の範囲内の極限引張り強さ、及び12乃至20パーセントの
範囲内の伸び率を持つ合金。 - 【請求項５４】4.5〜7.0重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工されること
なく、自然時効処理されたアルミニウム系合金であっ
て、T4焼もどしにおいて386.12乃至468,86MPa（56乃至6
8ksi）の範囲内の降伏強さ、551.6乃至620.55MPa（80乃
至90ksi）の範囲内の極限引張り強さ、及び12乃至20パ
ーセントの範囲内の伸び率を持つ合金。 - 【請求項５５】4.5〜7.0重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工されること
なく、人工時効処理されたアルミニウム系合金であっ
て、T6焼もどしにおいて551.6乃至620.55MPa（80乃至90
ksi）の範囲内の降伏強さ、586.075乃至723.975MPa（85
乃至105ksi）の範囲内の極限引張り強さ、及び２乃至10
パーセントの範囲内の延び率を持つ合金。 - 【請求項５６】4.5〜7.0重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工され、人工
時効処理されたアルミニウム系合金であって、T8焼もど
しにおいて606.76乃至689.5MPa（88乃至100ksi）の範囲
内の降伏強さ、606.76乃至723.975MPa（88乃至105ksi）
の範囲内の極限引張り強さ、及び２乃至10パーセントの
範囲内の延び率を持つ合金。 - 【請求項５７】3.5〜7.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混
合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム
及び付随的不純物で構成される、高温割れに対して抵抗
性を示す溶接可能なアルミニウム系合金。 - 【請求項５８】Cuが4.0乃至7.0重量パーセント含まれる
請求の範囲第57項に記載の溶接可能な合金。 - 【請求項５９】Cuが4.5乃至7.0重量パーセント含まれる
請求の範囲第57項に記載の溶接可能な合金。 - 【請求項６０】3.5〜5.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金で
あって、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件
において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強
さを有する、合金。 - 【請求項６１】Liに対するCuの重量パーセント比が2.5
より大である請求の範囲第60項に記載の合金。 - 【請求項６２】Liに対するCuの重量パーセント比が3.0
より大である請求の範囲第60項に記載の合金。 - 【請求項６３】細粒化剤が0.05乃至0.5重量パーセント
含まれる請求の範囲第60項に記載の合金。 - 【請求項６４】細粒化剤が0.08乃至0.2重量パーセント
含まれる請求の範囲第60項に記載の合金。 - 【請求項６５】細粒化剤がZr,Ti,またはそれらの組合わ
せを含む請求の範囲第60項に記載の合金。 - 【請求項６６】3.5〜5.0重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.05〜0.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金で
あって、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件
において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強
さを有する、合金。 - 【請求項６７】Liに対するCuの重量パーセント比が3.0
より大である請求の範囲第66項に記載の合金。 - 【請求項６８】細粒化剤が0.08乃至0.2重量パーセント
含まれる請求の範囲第66項に記載の合金。 - 【請求項６９】細粒化剤がZr,Tiまたはそれらの組合わ
せを含む請求の範囲第66項に記載の合金。 - 【請求項７０】4.0〜5.0重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.08〜0.2重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金で
あって、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件
において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強
さを有する、合金。 - 【請求項７１】細粒化剤がZr,Tiまたはそれらの組合わ
せを含む請求の範囲第70項に記載の合金。 - 【請求項７２】4.5〜5.0重量パーセントのCu、1.0重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.3〜0.5
重量パーセントのMg、0.08〜0.2重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金で
あって、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件
において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強
さを有する、合金。 - 【請求項７３】細粒化剤がZr,Tiまたはそれらの組合わ
せを含む請求の範囲第72項に記載の合金。 - 【請求項７４】3.5〜5.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混
合物からなる群から選ばれるもの、0.01〜1.5重量パー
セントの１種以上の補助的元素であってSn,Zn,Cd,Ge,B
e,Sr,Ca,In,からなる群から選ばれるもの、残部のアル
ミニウム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系
合金であって、前記合金は溶体化処理され人工時効され
た条件において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引
張り強さを有する、合金。 - 【請求項７５】3.5〜5.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工され、人工
時効処理されたアルミニウム系合金であって、固溶体の
母体中にT1析出物からなるミクロ組織を含む合金であっ
て、前記合金は溶体化処理され人工時効された条件にお
いて517.125MPa（75ksi）より大きい極限引張り強さを
有する、合金。 - 【請求項７６】3.5〜5.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Mn,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの
混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ
ム及び付随的不純物で構成される、高温割れに対して抵
抗性を示す溶接可能なアルミニウム系合金。 - 【請求項７７】Cuが4.0乃至5.0重量パーセント含まれる
請求の範囲第76項に記載の溶接可能な合金。 - 【請求項７８】Cuが4.5乃至5.0重量パーセント含まれる
請求の範囲第76項に記載の溶接可能な合金。 - 【請求項７９】3.5〜5.0重量パーセントのCu、0.8重量
パーセント以上1.2重量パーセント未満のLi、0.25〜1.0
重量パーセントのMg、0.01〜1.5重量パーセントの細粒
化剤であってZr,Cr,Ti,Hf,V,Nb,B,TiB2及びそれらの混
合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム
及び付随的不純物で構成される極低温用アルミニウム系
合金であって、前記合金は溶体化処理され人工時効され
た条件において517.125MPa（75ksi）より大きい極限引
張り強さを有する、合金。
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| CA1337747C (en) * | 1986-12-01 | 1995-12-19 | K. Sharvan Kumar | Ternary aluminium-lithium alloys |
| US5462712A (en) * | 1988-08-18 | 1995-10-31 | Martin Marietta Corporation | High strength Al-Cu-Li-Zn-Mg alloys |
| US5512241A (en) * | 1988-08-18 | 1996-04-30 | Martin Marietta Corporation | Al-Cu-Li weld filler alloy, process for the preparation thereof and process for welding therewith |
| US5455003A (en) * | 1988-08-18 | 1995-10-03 | Martin Marietta Corporation | Al-Cu-Li alloys with improved cryogenic fracture toughness |
| US5133931A (en) * | 1990-08-28 | 1992-07-28 | Reynolds Metals Company | Lithium aluminum alloy system |
| US5198045A (en) * | 1991-05-14 | 1993-03-30 | Reynolds Metals Company | Low density high strength al-li alloy |
| US5411758A (en) * | 1991-10-09 | 1995-05-02 | Norton Company | Method of making synthetic diamond wear component |
| US5630889A (en) * | 1995-03-22 | 1997-05-20 | Aluminum Company Of America | Vanadium-free aluminum alloy suitable for extruded aerospace products |
| JP3236480B2 (ja) * | 1995-08-11 | 2001-12-10 | トヨタ自動車株式会社 | ポートホール押出が容易な高強度アルミニウム合金 |
| US6168067B1 (en) * | 1998-06-23 | 2001-01-02 | Mcdonnell Douglas Corporation | High strength friction stir welding |
| US7438772B2 (en) * | 1998-06-24 | 2008-10-21 | Alcoa Inc. | Aluminum-copper-magnesium alloys having ancillary additions of lithium |
| US6562154B1 (en) | 2000-06-12 | 2003-05-13 | Aloca Inc. | Aluminum sheet products having improved fatigue crack growth resistance and methods of making same |
| CA2707311C (en) | 2007-12-04 | 2017-09-05 | Alcoa Inc. | Improved aluminum-copper-lithium alloys |
| US20100102049A1 (en) * | 2008-10-24 | 2010-04-29 | Keegan James M | Electrodes having lithium aluminum alloy and methods |
| US8333853B2 (en) * | 2009-01-16 | 2012-12-18 | Alcoa Inc. | Aging of aluminum alloys for improved combination of fatigue performance and strength |
| CN101838764B (zh) * | 2010-03-29 | 2011-06-22 | 江苏大学 | 钪和锶复合微合金化的高锌2099型铝合金及其制备方法 |
| CN102834502A (zh) | 2010-04-12 | 2012-12-19 | 美铝公司 | 具有低的强度差异的2xxx系列铝锂合金 |
| US9347558B2 (en) | 2010-08-25 | 2016-05-24 | Spirit Aerosystems, Inc. | Wrought and cast aluminum alloy with improved resistance to mechanical property degradation |
| RU2587009C2 (ru) | 2011-02-17 | 2016-06-10 | Алкоа Инк. | Алюминий-литиевые сплавы серии 2ххх |
| FR2981365B1 (fr) * | 2011-10-14 | 2018-01-12 | Constellium Issoire | Procede de transformation ameliore de toles en alliage al-cu-li |
| US9458528B2 (en) | 2012-05-09 | 2016-10-04 | Alcoa Inc. | 2xxx series aluminum lithium alloys |
| US10266933B2 (en) * | 2012-08-27 | 2019-04-23 | Spirit Aerosystems, Inc. | Aluminum-copper alloys with improved strength |
| CN103556018A (zh) * | 2013-10-17 | 2014-02-05 | 常熟市良益金属材料有限公司 | 一种高强度合金 |
| PL3265595T3 (pl) * | 2015-10-30 | 2019-07-31 | Novelis, Inc. | Stopy aluminium 7xxx o dużej wytrzymałości i sposoby ich wytwarzania |
| EP3577246A1 (en) | 2017-01-31 | 2019-12-11 | Universal Alloy Corporation | Low density aluminum-copper-lithium alloy extrusions |
| CN109852836B (zh) * | 2019-03-21 | 2020-11-13 | 刘燕岭 | 铝合金铸件制备方法 |
| CN109868387B (zh) * | 2019-03-21 | 2020-10-20 | 安徽坤源铝业有限公司 | 铝合金制备装置 |
| CN113373333B (zh) * | 2021-05-27 | 2022-03-11 | 湖南瀚德微创医疗科技有限公司 | 一种低弹高强铝合金变幅杆及其制备方法 |
| CN113817943A (zh) * | 2021-09-30 | 2021-12-21 | 合肥工业大学智能制造技术研究院 | 一种低温用铝合金 |
| CN114540679B (zh) * | 2022-04-26 | 2022-08-02 | 北京理工大学 | 一种微量元素复合强化高强度铝锂合金及制备方法 |
| CN115652149B (zh) * | 2022-10-25 | 2024-01-12 | 上海交通大学 | 轻质高强含TiB2增强相颗粒铝锂基复合材料及其制备方法 |
Family Cites Families (30)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2381219A (en) * | 1942-10-12 | 1945-08-07 | Aluminum Co Of America | Aluminum alloy |
| US2915391A (en) * | 1958-01-13 | 1959-12-01 | Aluminum Co Of America | Aluminum base alloy |
| US3306717A (en) * | 1964-02-01 | 1967-02-28 | Svenska Metallverken Ab | Filler metal for welding aluminumbased alloys |
| US3346370A (en) * | 1965-05-20 | 1967-10-10 | Olin Mathieson | Aluminum base alloy |
| GB1172736A (en) * | 1967-02-27 | 1969-12-03 | Iosif Naumovich Fridlyander | Aluminium-Base Alloy |
| EP0088511B1 (en) * | 1982-02-26 | 1986-09-17 | Secretary of State for Defence in Her Britannic Majesty's Gov. of the United Kingdom of Great Britain and Northern Ireland | Improvements in or relating to aluminium alloys |
| US4594222A (en) * | 1982-03-10 | 1986-06-10 | Inco Alloys International, Inc. | Dispersion strengthened low density MA-Al |
| DE3365549D1 (en) * | 1982-03-31 | 1986-10-02 | Alcan Int Ltd | Heat treatment of aluminium alloys |
| JPS59118848A (ja) * | 1982-12-27 | 1984-07-09 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 電気抵抗を高めた構造用アルミニウム合金 |
| US4626409A (en) * | 1983-03-31 | 1986-12-02 | Alcan International Limited | Aluminium alloys |
| GB8327286D0 (en) * | 1983-10-12 | 1983-11-16 | Alcan Int Ltd | Aluminium alloys |
| US4758286A (en) * | 1983-11-24 | 1988-07-19 | Cegedur Societe De Transformation De L'aluminium Pechiney | Heat treated and aged Al-base alloys containing lithium, magnesium and copper and process |
| US4603029A (en) * | 1983-12-30 | 1986-07-29 | The Boeing Company | Aluminum-lithium alloy |
| US4661172A (en) * | 1984-02-29 | 1987-04-28 | Allied Corporation | Low density aluminum alloys and method |
| FR2561264B1 (fr) * | 1984-03-15 | 1986-06-27 | Cegedur | Procede d'obtention de produits en alliages al-li-mg-cu a ductilite et isotropie elevees |
| FR2561261B1 (fr) * | 1984-03-15 | 1992-07-24 | Cegedur | Alliages a base d'al contenant du lithium, du cuivre et du magnesium |
| FR2561260B1 (fr) * | 1984-03-15 | 1992-07-17 | Cegedur | Alliages al-cu-li-mg a tres haute resistance mecanique specifique |
| US4797165A (en) * | 1984-03-29 | 1989-01-10 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys having improved corrosion resistance and method |
| US4806174A (en) * | 1984-03-29 | 1989-02-21 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys and method of making the same |
| US4648913A (en) * | 1984-03-29 | 1987-03-10 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys and method |
| JPS60238439A (ja) * | 1984-05-11 | 1985-11-27 | Kobe Steel Ltd | 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JPS61133358A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Inoue Japax Res Inc | 高強度、高張力アルミニウム合金 |
| US4629505A (en) * | 1985-04-02 | 1986-12-16 | Aluminum Company Of America | Aluminum base alloy powder metallurgy process and product |
| JPS61231145A (ja) * | 1985-04-03 | 1986-10-15 | Furukawa Alum Co Ltd | 低密度高力アルミニウム合金の製造法 |
| CH668269A5 (de) * | 1985-10-31 | 1988-12-15 | Bbc Brown Boveri & Cie | Aluminium-knetlegierung des typs al/cu/mg mit hoher festigkeit im temperaturbereich zwischen 0 und 250 c. |
| IL80765A0 (en) * | 1985-11-28 | 1987-02-27 | Cegedur | Desensitization to corrosion of a1 alloys containing li |
| US4832910A (en) * | 1985-12-23 | 1989-05-23 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys |
| US4795502A (en) * | 1986-11-04 | 1989-01-03 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloy products and method of making the same |
| CA1337747C (en) * | 1986-12-01 | 1995-12-19 | K. Sharvan Kumar | Ternary aluminium-lithium alloys |
| US4848647A (en) * | 1988-03-24 | 1989-07-18 | Aluminum Company Of America | Aluminum base copper-lithium-magnesium welding alloy for welding aluminum lithium alloys |
-
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