JP3314783B2 - 低密度高強度Ａｌ−Ｌｉ合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ［発明の分野］ 本発明は、改良されたアルミニウム−リチウム合金に
関し、特に、銅、マグネシウムおよび銀を含み、航空機
および宇宙空間での使用に適した改良された破壊靱性を
持つ低密度合金として特徴づけられるアルミニウム−リ
チウム合金に関する。

［発明の背景］ 航空機産業において、航空機の重量を減らす最も効果
的な方法の一つは、航空機の構造に用いられるアルミニ
ウム合金の密度を低減することであることが一般に認識
されている。合金密度を低減する目的で、リチウムの添
加がなされている。しかしながら、アルミニウム合金へ
のリチウムの添加には問題がある。例えば、アルミニウ
ム合金へのリチウムの添加は、しばしば延性および破壊
靱性の低下をきたす。用途が航空機部品の場合、リチウ
ム含有合金が改善された加工性、破壊靱性および強度特
性を持つことが避けられないことである。

一般に航空機に用いられるAA（アルミニウム・アソシ
エーション）2024−T3Xおよび7050−T7Xの如き通常の合
金に照らしてみた場合に、慣用の合金に関しては、高い
強度および高い破壊靱性の両者を得ることは、全く困難
であるように思われる。例えば、AA2024のシートについ
ては、強度の増加にしたがって、靱性が低下することが
知られている。また、AA7050の板についても同様であ
る。より望ましい合金は、靱性が僅かに低下するかまた
は低下せずに強度を増大させることが可能であるか、ま
たは強度と靱性のより好ましい組み合わせを提供する目
的で、強度の増加に従って靱性を制御する処理を行うこ
とが可能なものである。さらに、より望ましい合金にお
いては、強度と靱性の組み合わせは、密度低下が５ない
し15％であるアルミニウム−リチウム合金において達成
することができるかも分からない。その様な合金は、低
重量および高強度および靱性が高い燃料節約をもたらす
宇宙空間産業において用途が拡がるであろう。したがっ
て、靱性を殆どまたは全く犠牲にすることなく高い強度
のような特性を得ること、または、強度が増加するに従
って靱性を制御することができる場合には、著しく特異
なアルミニウム−リチウム合金生成物を提供することが
評価されるであろう。

アルミニウム合金にリチウムを添加すると、それらの
密度が減少し、そして弾性率（elastic moduli）が増
加して比剛性（specific stiffness）の有意義な改善
がなされることが知られている。さらにまた、０゜ない
し500℃の温度範囲にわたりアルミニウムへのリチウム
の固溶度が急速に増加すると、現存する商業的に製造さ
れたアルミニウム合金のあるものに匹敵する強度レベル
を達成するための析出硬化（precipitation hardenin
g）が可能な合金系になる。しかしながら、リチウム含
有アルミニウム合金の実証される利点は、限定された破
壊靭性および延性、デラミネーション（層間剥離）の問
題、および劣った応力腐食割れ抵抗のような他の不利益
によって相殺される。

したがって、わずか４つのリチウム含有合金が、宇宙
空間分野において使用されているに過ぎない。それら
は、二つのアメリカ合金:AAX2020およびAA2090、英国合
金AA8090、およびロシア合金AA01420である。

名目上の組成Al−4.5Cu−1.1Li−0.5Mn−0.2Cd（以
下、組成に関する全ての数字は重量％である。）を有す
るアメリカ合金:AAX2020は、1957年に登録されている。
AAX2020への1.1％のリチウムの添加による密度の低下は
３％であり、そして、合金は大変高い強度を示したけれ
ども、それはまた大変低いレベルの破壊靭性を持ってお
り、高い応力における効果的な使用が不得策になった。
さらにまた、延性に関する問題が、加工操作の間に発見
された。結局、この合金は正式に引っ込められた。

Al−2.4ないし3.0Cu−1.9ないし2.6Li−0.08ないし0.
15Zrの組成を有する他のアメリカ合金AA2090は、1984年
にアルミニウム・アソシエーションに登録された。この
合金は高い強度を示すけれども、また、弱い破壊靭性お
よびデラミネーションの問題を伴う劣ったショート横断
延性（short traverse ductility）を有しており、広
い範囲の商業的利用はされていなかった。この合金は、
AA7075−T6の代わりに、重量の節約および高いモデュラ
スを持つものとして予定された。しかしながら、商業的
利用は限られている。

Al−1.0ないし1.6Cu−0.6ないし1.3Mg−2.2ないし2.7
Li−0.04ないし0.16Zrの組成を持つ英国合金AA8090は、
1988年にアルミニウム アソシエーションに登録され
た。2.2ないし2.7重量％Liを含ませたことによる密度の
低下は、意義があった。しかしながら、劣った破壊靭性
および劣った応力腐食割れ抵抗を伴う、その限定された
強度が、AA8090を宇宙および航空機への適用のための広
く受け入れられる合金になることを阻止した。

Al−４ないし7Mg−1.5ないし2.6Li−0.2ないし1.0Mn
−0.05ないし0.3Zr（MnおよびZrのいずれか一方または
両者が存在する）の組成を持つロシア合金AA01420は、
フリードルヤンダー他による英国特許第1,172,736号に
記載されている。ロシア合金AA01420は、慣用の合金よ
りも高い比弾性率（specific modulus）を持っている
が、しかし、その比強度（specific strength）のレベ
ルは、一般に用いられる2000系のアルミニウム合金に匹
敵するに過ぎず、重量の節約が剛性の臨界的な使用にお
いて達成できるに過ぎない。

合金AAX2094および合金AAX2095は、1990年にアルミニ
ウムアソシエーションに登録された。これらアルミニウ
ム合金の両者はリチウムを含有する。合金AAX2094は4.4
〜5.2Cu、最高0.01のMn、0.25〜0.6Mg、最高0.25のZn、
0.04〜0.18Zr、0.25〜0.6Agおよび0.08〜1.5Liを含むア
ルミニウム合金である。この合金はまた最高0.12のSi、
最高0.15のFe、最高0.10のTiおよび少量の他の不純物を
含む。合金AAX2095は、3.9〜4.6Cu、最高0.10のMn、0.2
5〜0.6Mg、最高0.25のZn、0.04〜0.18Zr、0.25〜0.6Ag
および1.0〜1.6Liを含む。この合金はまた最高0.12のS
i、最高0.15のFe、最高0.10のTi、および少量の他の不
純物を含む。

或るアルミニウム−銅−リチウム−マグネシウム−銀
合金は、高い強度、高い延性、低い密度、良好な溶接
性、および良好な自然時効レスポンス（natural aging
response）を有することもまた、1989年２月23日発行
の、ピッケンス他のPCT出願WO89/01531により公知であ
る。これらの合金は、銅、マグネシウムまたはそれらの
混合物でもよい合金元素が2.0ないし9.8重量％であっ
て、マグネシウムは少なくとも0.01重量％であり、そし
て約0.01ないし2.0重量％の銀、0.05〜4.1重量％のリチ
ウム、1.0重量％より少ないジルコニウム、クロム、マ
ンガン、チタン、ホウ素、ハフニウム、バナジウム、ジ
ほう化チタニウム、またはそれらの混合物であってもよ
い結晶粒精錬性添加剤より本質的になるものとして、最
も広い開示において示されている。しかしながら、この
PCT出願に開示されている特定の合金の検査では、３つ
の合金、特に合金049、合金050および合金051を同定し
ている。合金049は、重量％で、6.2Cu、0.37Mg、0.39A
g、1.21Liおよび0.17Zrを含むアルミニウム合金であ
る。合金050は、銅を含まず、むしろ、合金050は5.0％
の範囲の多量のマグネシウムを含む。合金051は、重量
％で、6.51の銅と、0.40の範囲の非常に少量のマグネシ
ウムを含む。この出願はまた、合金058、059、060、06
1、062、063、064、065、066および067として同定され
る他の合金を開示している。これらの合金の全てにおい
て、銅含量は、大変高い、すなわち5.4より大きいか、
または大変少ない、すなわち、0.3よりも低いかのいず
れかである。また、表XXには、種々の合金組成が示され
ている。しかしながら、これらの組成について性質は示
されていない。1990年３月８日発行のPCT出願WO90/0221
1は、Agを含まない以外は類似の合金を開示している。

アルミニウム合金にリチウムと共にマグネシウムを包
含させると、合金に高い強度および低い密度が付与され
ることも知られているが、しかし、これらの元素はそれ
ら自身、第２の元素なしに高い強度をつくるには十分で
ない。銅および亜鉛の如き第２の元素は、改善された析
出硬化レスポンスを与え、ジルコニウムは粒度調整を与
え、そしてシリコンのような元素および遷移金属元素
は、200℃までの中間温度における熱安定性を与える。
しかしながら、アルミニウム合金においてこれらの元素
を組み合わせることは、液状アルミニウムにおける反応
性のために困難であり、慣用の鋳造の間に、粗い複合金
属間相（complex intermetallic phase）の形成を助
長する。

それ故、航空機および宇宙空間産業のための構造材料
を形成することが可能な低密度アルミニウム基合金を製
造することに、かなりの努力がなされている。本発明に
よって提供される合金は、上記技術の要求を満たすもの
と思われる。

本発明は、従来公知の合金に対して改良された特性を
有するアルミニウム−リチウム合金を提供する。本発明
の合金は、合金成分の以下に記載する正確な量を含有す
るものであって、航空機および宇宙空間産業において使
用するために重要なそして改善された特性を有する合金
の選択された群を提供する。

［発明の概要］ したがって、リチウム、銅およびマグネシウムを含む
低密度、高強度のアルミニウム基合金を提供することが
本発明の一目的である。

本発明の他の目的は、リチウム、マグネシウム、銀お
よび銅の臨界的量を含有する低密度、高強度、高破壊靱
性のアルミニウム基合金を提供することにある。

本発明のさらに他の目的は、そのような合金を製造す
る方法、および航空機および宇宙空間構成要素へのそれ
らの用途を提供することにある。

本発明の他の目的および利点は、記述の進行にしたが
って明瞭になるであろう。

上記目的および利益の履行のために、本発明によっ
て、本質的に下記式よりなるアルミニウム基合金が提供
される： Cu_aLi_bMg_cAg_dZr_eAl_bal ここで、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびbalは、合金に存在
する各合金成分の重量％による量を示し、ここで符号
ａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅは指示値で、次の特定の関係を
満たし： 2.4＜ａ＜3.5 1.35＜ｂ＜1.8 6.5＜ａ＋2.5b＜7.5 2b−0.8＜ａ＜3.75b−1.9 0.25＜ｃ＜0.65 0.25＜ｄ＜0.65 0.08＜ｅ＜0.25 Si、FeおよびZnの如き不純物の各々0.25重量％まで、そ
して最高合計量0.5重量％までの不純物を有する。好ま
しくは、Si、FeおよびZn以外の不純物は0.05重量％より
以上の量では存在せず、その様な他の不純物の合計量が
好ましくは0.15重量％である。合金はまた、3.58ないし
6.58のLi/Cu原子比であり、そして2.602ないし2.672、
好ましくは2.616ないし2.657g/cm³の範囲の密度によっ
て特徴づけられる。

本発明はまた、 ａ）合金のビレットまたはインゴットを鋳造し、 ｂ）約316゜ないし417℃の温度で加熱することによって
ビレットまたはインゴットにおける応力を除去し、 ｃ）ビレットまたはインゴットを加熱し、そして冷却す
ることによって結晶粒構造を均質化し、 ｄ）10℃／時間の割合で538℃まで加熱し、 ｅ）高められた温度で均熱化し、 ｄ）室温まで送風冷却し、そして ｇ）加工して加工製品を製造する ことよりなる、本発明の合金を用いて製品を製造する方
法を提供する。

また、本発明により提供されるものは、本発明の合金
を含む航空機および宇宙空間構造要素である。

［図面の簡単な説明］ 本発明を説明する図面によって参照がなされる。

図１は、本発明の範囲内の合金および本発明の範囲内
ではない合金について、銅およびリチウム含量の関係に
基づく、合計溶質含量を示すグラフである。

図２は、図１に示された合金のリチウム／銅原子比に
対する銅含量を比較したグラフである。

図３は、図１に示す合金の平面応力破壊靱性および強
度を比較している。

図４は、本発明の合金の透過電子顕微鏡試験を示し、
そしてδ′析出物の密度とT1析出物を示している。

図５は、本発明のアルミニウム合金の強度と靱性を従
来技術の標準合金と比較して示すグラフである。

［好ましい実施態様の記述］ 本発明の目的は、従来の合金よりも良好なまたは同等
の、高い強度および高い破壊靱性の組み合された性質を
有し、重量の節約およびより高いモジュラスを持つ低密
度Al−Li合金を提供することにある。本発明は、従来の
合金と同等または良好な強度および靱性の組み合された
性質を含む受容される機械的性質を持つ低密度高強度合
金の要求を満たすものである。

Al−Li合金のコストは、通常の合金のそれよりも３な
いし５倍高いので、その様なAl−Li合金の商業的実施の
ために、薄いゲージプレート或いはシート製品のよう
な、飛行材料コストが節約される物品（buy−to−fly−
ratio items）の提供が、第１の目標である。それ故、
高強度高靱性の適用の為の新規な低密度合金の開発にお
いて、平面応力破壊靱性が特に強調される。

本発明は、本質的成分として、銅、リチウム、マグネ
シウム、銀および１つまたはそれ以上の結晶粒精錬性元
素（grain refining element）を含む低密度アルミニ
ウム基合金を提供する。合金はまた、シリコン、鉄およ
び亜鉛の如き付随する不純物を含有してもよい。適当な
結晶粒精錬性元素は、すくなくともジルコニウムを含
み、そしてジルコニウムの一部をチタン、マンガン、ハ
フニウム、スカンジウムおよびクロムの１つまたは組み
合わせで置換してもよい。本発明のアルミニウム基低融
点合金は、実質的に下記式よりなる。

Cu_aLi_bMg_cAg_dZr_eAl_bal ここで、ａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅは、各合金成分の重量
％を示し、balは、不純物および／または結晶粒精錬性
元素のような他の成分を含有してもよいアルミニウムの
残分である。

本発明の好ましい実施態様は、符号ａ、ｂ、ｃ、ｄお
よびｅは指示値が、次の特定の関係を満たす合金であっ
て、 2.4＜ａ＜3.5 1.35＜ｂ＜1.8 6.5＜ａ＋2.5b＜7.5 2b−0.8＜ａ＜3.75b−1.9 0.25＜ｃ＜0.65 0.25＜ｄ＜0.65 0.08＜ｅ＜0.25 Si、およびFeの如き不純物の各々0.25重量％まで、そし
て最高合計量0.5重量％までの不純物を含有するもので
ある。より一層好ましい組成は、0.08および0.16の間の
値をもつ。他の結晶粒精錬性元素は、ジルコニウムに加
えて添加してもよい。結晶粒精錬性元素の添加の目的
は、鋳造の間において結晶粒サイズを制御すること、ま
たは熱処理およびその後の機械的加工の間において、再
結晶を制御することにある。１つの結晶粒精錬性元素の
最大量は約0.5重量％までであり、そして、結晶粒精錬
性元素の組合せの最大量は、約1.0重量％までである。

最も好ましい組成は、次の合金である。

Cu_aLi_bMg_cAg_dZr_eAl_bal ここで、ａは3.05、ｂは1.6、ｃは0.33、ｄは0.39、ｅ
は0.15であり、そしてbalはAlおよび附随する不純物が
合金の残分であることを示す。この合金は2.635g/cm³の
密度を有する。

上記した制御された量の合金元素を持つ合金製品を提
供するには、強度と破壊靱性の両者の最も好ましい特性
を与えるために、特定の製造工程に従って合金を製造す
るのが好ましい。したがって、ここに記載するように合
金は、製造のためのインゴットまたはビレットとして供
給されて、鋳造品のために当該技術において現在用いら
れている鋳造技術によって適当な加工製品にされる。合
金はまた、上記した範囲の組成を持つ粉末状アルミニウ
ム合金のような微粉末から固められたビレットの形態で
供給される。粉末または粒状材料は、アトマイゼーショ
ン、機械的合金化および溶融紡糸の如き方法によって製
造することができる。インゴットまたはビレットは、予
備的に加工され、または成形されて、続いて加工操作を
行うための適当な原材料にする。主要な加工操作に先立
って、合金原材料は、好ましくは均質化処理（homogeni
zation treatment）されて、金属の内部組織を均質化
する。均質化温度は343゜〜499℃の範囲である。好まし
い時間は、上記均質化温度範囲で８時間またはそれ以上
である。

通常、加熱および均質化処理は、40時間より延長して
はならない。しかしながら、より長い時間は、一般には
有害である。均質化温度において20ないし40時間が、全
く適当であることが分かった。成分を溶解して加工性を
高めることに加えて、この均質化処理は最終粒子構造を
製造するのに役立つ分散相を析出すると思われ、重要で
ある。

均質化処理の後、金属は圧延処理または押出し処理を
行うことができ、さもなくば加工操作を施してシート、
板または押出し品のような原材料または最終製品に成形
するために好適な他の原材料を製造することができる。

すなわち、インゴットまたはビレットを均質化した
後、それを熱間加工または熱間圧延することができる。
熱間圧延は、260゜ないし510℃の範囲の温度で行われ、
典型的温度は316゜ないし482℃の範囲である。熱間圧延
は、圧延装置の能力によって決まるが、インゴットの厚
さを最初の厚さの４分の１に、または最終規格まで減少
する。冷間圧延はさらにゲージ厚み低減のために用いる
ことができる。

圧延された材料は、好ましくは、典型的には482゜な
いし560℃の範囲の温度において0.25ないし５時間の
間、溶体化処理される。さらに、最終製品およびその製
品を形成する操作に必要な所望の強度および破壊靱性を
得るために、製品は急速に冷却または送風冷却して、強
化される相の自由な析出を防止または最小にすべきであ
る。したがって、本発明の実施において、冷却速度は、
溶液温度から約93℃またはそれ以下の温度まで、少なく
とも１秒につき37.8℃であることが好ましい。好ましい
冷却速度は、504℃またはそれ以上の温度から約93℃の
温度まで、１秒につき少なくとも93℃である。金属が約
93℃の温度に達した後、次いで空冷する。本発明の合金
が例えば、スラブ鋳造品または圧延鋳造品である場合、
上記した工程の幾つかまたは全てを省略することが可能
であり、そしてそれは本発明の範囲内にある。

上記の溶体化処理および急冷の後、改良されたシー
ト、板または押出し品または他の加工製品は、人工的に
時効を行って強度を改善し、その場合破壊靱性がかなり
低下する。強度の改善に伴う破壊靱性の損失を最小にす
るために、時効に先立って、溶体化処理または冷却され
た合金製品、特にシート、板または押出し品は、好まし
くは室温において延伸する。

本発明の合金製品が加工された後、それを人工的に時
効を行って、航空機部品に非常に望まれる破壊靱性およ
び強度の組合せを得ることができる。これは、シートま
たは板、または成形物品を66゜ないし204℃の範囲の温
度で十分な時間処理して降伏強さをさらに増加させるこ
とによって実施することができる。好ましくは、人工的
時効は、合金製品を135゜ないし191℃の範囲の温度で少
なくとも30分間処理することにより実施される。好適な
時効の実行は、約160℃の温度において約８ないし24時
間の処理を意図している。さらに、本発明による合金製
品は、自然時効を含む当該技術においてよく知られてい
る典型的な不完全時効処理（underaging treatment）
の如何なるもので行ってもよいことが注目される。ま
た、単一時効工程について説明がなされたけれども、２
つまたは３つの時効工程のような多段時効工程を行っ
て、強度の増大および／または強度異方性の度合いの減
少の如き性質の改善がはかられる。例えば、従来技術の
アルミニウム合金AAX2095では、3.81cm（1.5″）ゲージ
の圧延板は、新規な２段時効処理によって強度異方性の
度合いが約55.15MPaまたは約40％減少した。新規な方法
の概要は次の通りである。

3.81cm（1.5″）ゲージの圧延板を加熱処理し、冷却
し、そして６％延伸した。143℃における20時間の慣用
の１段時効を用いた場合、T/2板の位置における縦方向
において599.78MPaの最高引っ張り降伏応力が得られた
が、一方、T/8板の位置における圧延方向に対して45度
の方向において、461.90MPaの最低引っ張り降伏応力が
得られた。板の固有の強度異方性から137.88MPaの強度
差が生じた。新規な多段時効処理を用いた場合、すなわ
ち、143℃で20時間の最初の工程、１時間につき10℃の
加熱上昇速度における143℃から204℃までの勾配時効
（ramped age）、続いての204℃における５分間の均熱
を行った場合、602.54MPaの引っ張り降伏応力が、T/2板
における縦方向において得られたのに対して、520.50MP
aの引っ張り降伏応力が、T/8板における圧延方向に関し
て45度の方向において得られた。最高および最低測定強
度値の強度差は、ただの82.73MPaであった。この値は、
慣用の１段処理を用いた場合に得られる137.88MPaの差
と比較すべきである。また、他の２段時効処理、例え
ば、上記と同様な第１の工程および182℃で１〜２時間
の第２工程の如き２段時効処理を用いることによって、
幾つかの改善がなされることが観察された。

本発明の合金では、新規な２段時効処理を用いること
によって、同様な改善が期待される。

延伸またはそれと等価の加工を、その様な多段時効工
程の前、または後に用いて、性質を改善してもよい。

本発明のアルミニウム−リチウム合金は、低密度高強
度合金の為の重要な性質を備える。特に、本発明の合金
組成は、コンディショニングによって475.69〜579.10MP
aの範囲に変化するが、579.10MPa程度の高さの最終の引
っ張り強さ（UTS）を示し、537.73MPa程度の高さで、そ
して427.43〜537.73MPaの間で変化する引っ張り降伏強
さ（TYS）、および11％までの伸びを示す。これらの性
質は、プレートゲージ製品のためにさらに高いものであ
る。これらは、低密度合金のために重要な性質であり、
そして、航空機および宇宙空間用途において用いるため
に構造要素を形成することが可能な合金をつくる。特
に、銅、リチウム、マグネシウムおよび銀の合金成分の
組合せ、およびそれらの量の臨界的制御、および銅−リ
チウム原子比が、優れた引っ張り強さおよび伸びを持つ
低密度合金を得ることを可能にすることが分かった。

本発明の好ましい方法において、合金を溶融状態にて
調製し、そして次いで鋳造してビレットにする。次いで
ビレットにおける応力を、316℃ないし427℃で６ないし
10時間加熱することによって除去する。応力の除去後、
ビレットは室温に冷却し、そして次いで均質化するか、
または応力除去温度から均質化温度まで加熱することが
できる。いずれの場合においても、ビレットは、１時間
につき約10℃の速度で、516℃ないし538℃の範囲の温度
に加熱し、その温度で４ないし24時間均熱処理し、そし
て空冷する。その後、ビレットは、圧延、押出し等のよ
うな通常の機械変形技術によって、使用できる物品に変
えられる。ビレットは、熱間圧延をしてもよく、そして
好ましくは熱間圧延が約482℃において開始することが
できるように約482℃ないし538℃に加熱する。温度は、
熱間圧延の間、482℃および371℃の間に維持する。ビレ
ットを熱間圧延して厚板製品（少なくとも3.81cmの厚
さ）を作製した後、その製品は一般には溶体化処理され
る。この熱処理は、538℃において１時間均熱処理し、
次いで冷水で急冷することを含んでもよい。製品を熱処
理した後、製品は一般に５ないし６％延伸する。次いで
製品は、種々の条件下での時効によってさらに処理する
ことができるが、しかし好ましくは160℃で８時間不完
全時効条件（underaged condition）で、または、16な
いし24時間ピーク強度条件で処理される。

処理の変形において、厚板製品は、約482℃および538
℃の間の温度に再加熱し、次いで熱間圧延して薄いゲー
ジ板製品（3.81cmより以下のゲージ）にする。温度は、
熱間圧延の間、約482℃および316℃の間に維持される。
製品は次いで、厚板製品に用いたと同様に熱処理され、
延伸および時効処理される。

さらに他の変形において、厚板製品は、熱間圧延して
約0.3175cmの厚さをもつ薄板を製造する。この製品は、
約316℃ないし371℃の範囲の温度において、約２時間な
いし８時間アニーリングする。焼きなまし板は周囲温度
に冷却し、次いで冷間圧延して最終のシートゲージにす
る。この製品は次いで、厚板および薄板製品と同様に、
熱処理、延伸および時効処理される。

本発明による合金のある実施態様において、溶体化処
理に先立つ薄いゲージ製品（シートおよび板の両者）の
好ましい処理は、製品を約316℃および約482℃の間の温
度において、２時間ないし12時間アニーリングするか、
また制御された速度で製品を約316℃から約482℃まで加
熱する勾配アニーリングを行うことを含む。

時効は、材料の破壊靱性および他の比較的高いレベル
の工学特性を維持しながら材料の強度を増加させるため
に実施される。本発明においては、高い強度が望ましい
ので、製品は約160℃において16〜24時間時効処理して
ピーク強度を得る。望ましい強度レベルを得るために
は、低い時効温度の場合よりも、温度が高ければ高いほ
ど、少ない時間が必要である。

下記の実施例は、本発明を説明するためのものである
が、本発明は、それらに限定されるものとして考慮すべ
きではない。

本発明にしたがって、表Ｉの下記の合金を製造した。
なお、表Ｉ中、合金Ａおよび合金Ｆは比較のためのもの
である。

1.合金選択： 表Ｉに示すように、合金の組成は次の要件に基づいて
選択した。

a.密度 目標の密度範囲は、１立方センチメートルあたり2.60
2および2.657グラムの間である。合金の密度の計算値
は、１立方センチメートルあたり2.605、2.624、2.63
0、2.635、2.652および2.666グラムである。三つの合金
Ｂ、ＣおよびＤの密度は、１立方センチメートルあたり
約2.630グラムであるので、他の変数の効果を調べるこ
とができる点に注目する。この作業において、６つの合
金の密度は、Li/Cu比（以下、「Li/Cu原子比」を意味す
るものとして記す。）、または全CuおよびLi含量を変化
させることによって調整され、一方Mg、Ag、およびZr含
量は、それぞれ、名目上0.4重量％、0.4重量％および0.
14重量％であった。

b.Li/Cu比 Al−Cu−Li基合金系について、δ′相およびT1相が、
主要強化析出物（predominant strenghthening preci
pitates）である。しかしながら、δ′析出物は、転位
により剪断され、そして破砕靱性に不利に作用する平面
滑りおよび局所変形作用をもたらす傾向がある。Li/Cu
比は、δ′およびT1相の間を仕切る主要な可変の制御さ
れる析出であるから、６つの合金組成は、3.58〜6.58間
のLi/Cu原子比から選択した。それゆえ、破壊靱性およ
びLi/Cu比は、相互に関連させることができ、そして臨
界的Li/Cu比が、受容される破壊特性のために確認する
ことができる。

c.全溶質含量 図１に示すように、与えられたLi/Cu比において良好
な破壊靭性を保証するために、６つの合金組成の全てが
非平衡溶融温度における推定された溶解度限界曲線より
低くなるように選ばれた。与えられたLi/Cu比におい
て、全溶質含量が減少するにしたがい、強度も減少す
る。与えられたLi/Cu比における低い全溶質含量による
強度低下を評価するために、強度および靭性について合
金Ｄを合金Ｂと比較した。

2.鋳造および均質化 ６つの組成物を、直接冷却された直径（DC）22.86cm
（９″）の丸いビレットに鋳造した。ビレットは316℃
ない427℃の温度において８時間応力除去を行った。

ビレットは切断しそして２段階処理で均質化した。

1.10℃／時間で504℃まで加熱 2.504℃において８時間均熱 3.10℃／時間またはそれより遅い速度で538℃まで加熱 4.538℃において16時間均熱 5.室温間で送風冷却 6.ビレットの両側を等量機械加工して、圧延のための1
5.24cm（６″）厚さの圧延原材料の形成 3.熱間圧延 ２つの平滑表面を有するビレットを熱間圧延してプレ
ートまたはシートにした。熱間圧延処理は次の通りであ
った。

［プレートのために］ 1.510℃に予熱および３ないし５時間均熱 2.熱間圧延前に482℃に空冷 3.10.16cm（４″）の厚さのスラブに横圧延 4.1.905cm（0.75″）ゲージ板に縦圧延 5.室温まで空冷 ［シートのために］ 1.510℃に予熱および３ないし５時間均熱 2.熱間圧延前に482℃に空冷 3.6.35cm（2.5″）ゲージのスラブ（40.64cm（16″）製
品幅）に横圧延 4.510℃に加熱 5.482℃に空冷 6.0.3275cm（0.125″）に縦圧延 7.室温まで空冷 熱間圧延板およびシート製品の全ては次の追加の処理
を行った。

4.溶体化処理 ［プレート］ 1.905cm（0.75″）ゲージ板製品を60.96cm（24″）の
長さに切断し、そして538℃で１時間溶体化処理を行
い、そして冷水による急冷を行った。T3およびT8焼戻し
板製品の全ては、２時間以内に６％延伸した。

［シート］ 0.3175cm（1/8″）ゲージシート板製品を10℃／時間
で316℃から482℃まで傾斜焼きなましを行い、次いで53
8℃で１時間溶体化処理を行い、そして冷水による急冷
を行った。T3およびT8焼戻し板製品の全ては、２時間以
内に５％延伸した。

5.人工的時効 ［プレート］ T8焼戻し特性を発現させるために、T3焼戻し板のサン
プルを160℃において12、16、および／または32時間時
効処理した。

［シート］ T3焼戻し板のサンプルを160℃において８、16、およ
び24時間時効処理して、T8焼戻し特性を発現させた。

6.機械的試験 ［プレート］ 引っ張り試験を、0.889cm（0.350″）の円筒形試料の
縦方向について行った。平面応力破壊靭性試験を、Ｗ＝
3.81cm（1.5″）のコンパクトテンション試料について
Ｌ−Ｔ方向に行った。

［シート］ シートゲージ引っ張り試験を、幅0.635cm（0.2
5″）、長さ2.54cm（１″）の小さな断面を有する予備
サイズの平らな引っ張り試料について行った。平面応力
破壊靭性試験を、試験の前に疲労させて予備亀裂の生じ
た、幅40.64cm（16″）、長さ91.44cm（36″）の中央に
刻み目のある幅広パネル破壊靭性試験試料について行っ
た。

7.結果および検討 ３つの合金Ａ、ＢおよびＣについてのシートゲージ特
性の試験結果を表IIに示す。合金Ｄ、ＥおよびＦは、シ
ートゲージにおいて試験しなかった。図３において、平
面応力破壊靭性試験値が、３つの合金について引っ張り
降伏応力に対してプロットされた。強度／靭性特性を他
の商業的合金:AA7075−T6およびAA2024−T3と比較する
ために、目標の特性が合金AA2090−T8の性質と共に記録
される。図３に示される合金AA2090シートのデータは、
R.J.Rioja他の「Structure−Property Relationship
in Al−Li Alloy」、Westec Conference,1990からの
ものである。合金Ａは、AA7075−T6のレベル以下の欄外
の性質を有するものであったが、合金Ｂおよび合金Ｃは
AA7075−T6およびAA2090よりも著しく改善されたことを
示した。合金Ｃは最良であり、合金Ｂは２番目であり、
そして合金Ａは３番目であった。この傾向は３つの合金
のLi/Cu比に直接したがった（図２参照）。Li/Cu比が低
くなればなるほど、破壊靭性は良好になる。図２は、AA
70765−T6の所望の破壊靭性を満足するためには、好ま
しいLi/Cu原子比は5.8よりも低くすべきであることを示
している。合金ＣについてLi/Cu比4.8で最良の結果を得
ることができる。合金Ａと合金Ｃとの間に平面応力破壊
靭性値に大きな差があることは、Li/Cu比が金属学的意
義を有していることを実証している。図４は、T8焼戻し
における合金Ａおよび合金Ｃの透過電子顕微鏡試験の結
果を示し、δ′析出物およびT1析出物の密度が比較され
ている。Li/Cu比6.58の合金Ａは、破壊靭性に不利に影
響するδ′析出物を高い密度で含む。これに対して、Li
/Cu比4.8の合金Ｃは、殆どがT1相析出物でδ′相をごく
少量の痕跡として含む。T1相粒子は、δ′相とは異な
り、容易に剪断されないので、平面滑り（planar slip
behavior）の傾向が少なく、より均質な滑りが生じ
る。Li/Cu比が5.8よりも高い合金は、合金Ａのように、
破壊靭性に不利に影響するδ′相の密度が高くなること
が分かった（図３参照）。

1.905cm（0.75″）ゲージ焼戻し板の引張り試験およ
び平面応力破壊靭性試験の結果を表IIIに示す。この結
果は図５にプロットされ、強度／靭性特性がAl合金:AA
−7075−T651と比較されている。

表IIIおよび図５から、合金Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦ
は良好な強度／靭性の関係を持ち、それらはAA7075−T6
51板よりも良好または匹敵する。しかしながら、高いLi
/Cu比の合金である合金Ａは、AA7075−T651に比べて、
劣った破壊靭性特性をもつ。

比較し得るLi/Cu比を有する合金Ｄを合金Ｂと比較し
て、それら両者は良好な破壊靭性を持ち、そしてAA7075
−T651の強度要求を満足する。低い溶質含量のために、
合金Ｄの強度は合金Ｂよりも約48.258MPa低いが、しか
し合金Ｄは、僅かに高い破壊靭性を有する。合金Ｃおよ
び合金Ｅとの間にも同様な観察がなされる。与えられた
Li/Cu比における溶解度限界に比較してCuが0.5％少ない
合金Ｅは、その溶解度限界に比較してCuが0.25％少ない
合金Ｃよりも高い破壊靭性を示した。合金Ｅは、また、
合金Ｃよりも強度が僅かに低い。

合金Ｆは、高い強度と十分な破壊靭性をもつ。しかし
ながら、非常に高いCu含量のために、合金の密度は、１
平方センチメートル当たり2.657グラムの好ましい値よ
りも高い。

要約として、図２は、強度／靭性／密度の要求目標を
満足して、AA7075−T6を置換して少なくとも５％の重量
節約ができる、低密度、高強度、高靭性合金の好ましい
組成範囲（実線）を示す。好ましい組成範囲は次の考察
に基づいて構成することができる。

1.破壊靭性要件 a.好ましいLi/Cu比は5.8より以下である。

b.好ましいCu含量は、所定のLi/Cu比における非平衡溶
解度限界よりも低くすべきであり、好ましくはその様な
限界よりも少なくとも0.2％低くする。

所定のLi/Cu比における許容できるCu含量、または、
所定の全溶質含量のための要件は、もしも合金から作ら
れた構造物が使用寿命を全うするための許容される破壊
靭性特性の維持のために、高温安定性もまた必要である
ならば、より一層限定することが必要である。

高い温度環境において、好ましいCu含量は、所定のLi
/Cu比における非平衡溶解度限界よりも少なくとも0.3％
低くすべきである。例えば、重量％で名目上の組成が3.
6Cu−1.1Li−0.4Mg−0.4Ag−0.14Zr（溶解度限界より0.
5％低い）および3.0Cu−1.4Li−0.4Mg−0.4Ag−0.14Zr
（溶解度限界より0.5％低い）の合金は、149℃、163℃
および177℃の如き種々の高い温度において、100時間お
よび1,000時間の如き長期間の露出で、 以上の破壊靱性値（Klc）を維持することが可能であ
る。これに対して、名目上の組成が3.48Cu−1.36Li−0.
4Mg−0.4Ag−0.14Zr（溶解度限界より0.25％低い）の合
金の破壊靱性は、163℃において100時間の熱露出の後、 以下の受容できない値に低下する。強度および破壊靱性
の最良の組み合わせをもつ熱的に安定な合金は、名目上
の組成3.6Cu−1.1Li−0.4Mg−0.4Ag−0.14Zrをもつ合金
である。

2.最小強度要件 好ましいCu含量は、所定のLi/Cu比における溶解度限
界よりも0.8％より低くなるべきではない。

3.密度要件 合金は、立方センチメートル当り2.616および2.657グ
ラムの間の密度を持つ。図３に示すように、CuおよびLi
含量は、2.657グラムのiso−密度線の右側にあるべきで
ある。

上記機械的および物理的性質の要件を満たす合金のCu
およびLi成分の好ましい組成の区域が図２に説明されて
いる。コーナーの値は、重量％で、2.9％Cu−1.8％Li、
3.5％Cu−1.5％Li、2.75％Cu−1.3％Liおよび2.4％Cu−
1.6％Liである。これらの値によって次の比率が決定さ
れる。

（１）6.5＜（Cu−2.5Li）7.5;および （２）（2Li−0.8）＜Cu＜（3.75Li−1.9） 本発明は、ある好ましい実施態様を参照して記述し
た。しかしながら、当業者において明らかになるそれら
の明白な変形のように、本発明は、それらに限定される
と考えるべきではない。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９４Ａ (72)発明者 ピッケンス， ジョセフ ロバート アメリカ合衆国 20705 メリーランド 州，ベルツビル， 35番アベニュー 11603 (72)発明者 チョー， アレックス アメリカ合衆国 23233 バージニア州, リッチモンド， シルバーブルック ド ライブ 10300 (56)参考文献 特開 平２−274835（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−107440（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−157942（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−2644（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−52345（ＪＰ，Ａ) 米国特許5032359（ＵＳ，Ａ) 米国特許5076859（ＵＳ，Ａ) 国際公開91／11540（ＷＯ，Ａ１) 国際公開89／1531（ＷＯ，Ａ１) 国際公開91／9808（ＷＯ，Ａ１) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22F 1/04 - 1/057

Claims (11)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】下記式よりなり、 Cu_aLi_bMg_cAg_dZr_eAl_bal ここで、ａ、ｂ、ｃ、ｄ及びｅは、重量％による各合金
   成分の量を示し、そしてここで2.4＜ａ＜3.5、1.35＜ｂ
   ＜1.8、6.5＜ａ＋2.5b＜7.5、2b−0.8＜ａ＜3.75b−1.
   9、0.25＜ｃ＜0.65、0.25＜ｄ＜0.65および0.08＜ｅ＜
   0.25であり、そしてbalは残分がAl及び不可避的不純物
   であることを示し、該合金は2.616ないし2.657g/cm³の
   範囲の密度をもち、Li/Cu原子比が3.58および5.8の間に
   維持され、そしてCu含量が所定のLi/Cu原子比における
   非平衡溶解度限界以下であり、該合金は、δ′相析出物
   を最小量含み、そのためT8焼戻し処理された時に、合金
   の破壊靱性特性が7075−T6の平面応力破壊靱性と少なく
   とも同等に良好であることを特徴とする低密度アルミニ
   ウム基合金。
2. 【請求項２】合金が、合計0.5重量％までの不純物およ
   び粒子精錬性元素を含有するが、しかし、単一の元素は
   0.25重量％より多い量は存在しないことを特徴とする請
   求の範囲第１項に記載のアルミニウム基合金。
3. 【請求項３】シート製品の形態において、最終引っ張り
   強さが475.69〜579.10MPaの範囲であり、引っ張り降伏
   強さが427.43〜537.73MPaの範囲であり、そして伸びが1
   1％までである請求の範囲第１項に記載のアルミニウム
   基合金。
4. 【請求項４】2.630g/cm³の密度をもつ請求の範囲第１項
   に記載のアルミニウム基合金。
5. 【請求項５】一つの軸がCu含量を、他の軸がLi含量を示
   すグラフにおいて、Cu/Li比が次のコーナーによって定
   義される区域内にある請求の範囲第１項に記載のアルミ
   ニウム基合金： （ａ）2.9％Cu−1.8％Li;（ｂ）3.5％Cu−1.5％Li;
   （ｃ）2.75％Cu−1.3％Liおよび（ｄ）2.4％Cu−1.6％L
   i。
6. 【請求項６】下記式よりなる低密度アルミニウム基合
   金。 Cu_aLi_bMg_cAg_dZr_eAl_bal ここで、ａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅは、重量％による各合
   金成分のバランスを示し、そしてここでａは3.05、ｂは
   1.6、ｃは0.33、ｄは0.39、ｅは0.15であり、そしてbal
   は残分がAl及び不可避的不純物であることを示し、そし
   て密度が2.635g/cm³であり、Li/Cu原子比が4.8であり、
   そしてCu含量が与えられたLi/Cu原子比における非平衡
   溶解度限界以下であり、該合金は、δ′相析出物を最小
   量含み、そのためT8焼戻し処理された時に、合金の破壊
   靱性特性が7075−T6の平面応力破壊靱性と少なくとも同
   等に良好であることを特徴とする低密度アルミニウム基
   合金。
7. 【請求項７】次の工程よりなるアルミニウム合金製品の
   製造方法： ａ）次の組成の合金をインゴットまたはビレットとして
   鋳造し、 Cu_aLi_bMg_cAg_dZr_eAl_bal ここで、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびbalは、重量％によ
   る各合金成分の量を示し、そしてここで2.4＜ａ＜3.5、
   1.35＜ｂ＜1.8、6.5＜ａ＋2.5b＜7.5、2b−0.8＜ａ＜3.
   75b−1.9、0.25＜ｃ＜0.65、0.25＜ｄ＜0.65および0.08
   ＜ｅ＜0.25であり、該合金は2.616ないし2.657g/cm³の
   範囲の密度をもち、Li/Cu原子比が3.58および5.8の間に
   維持され、そしてCu含量が与えられたLi/Cu原子比にお
   ける非平衡溶解度限界以下であり、該合金は、δ′相析
   出物を最小量含み、そのためT8焼戻し処理された時に、
   合金の破壊靱性特性が7075−T6の平面応力破壊靱性と少
   なくとも同等に良好である、 ｂ）加熱によってインゴットまたはビレットの応力を除
   去し、 ｃ）該インゴットまたはビレットを加熱によって均質化
   し、高温で均熱処理し、そして冷却し、 ｄ）該インゴットまたはビレットを最終ゲージ製品に圧
   延し、 ｅ）該製品を均熱によって熱処理しそして次いで冷却
   し、 ｆ）製品を５ないし11％延伸し、そして ｇ）該製品を加熱することによって時効処理する。
8. 【請求項８】請求の範囲第１項のアルミニウム合金から
   製造された宇宙空間機体構造物。
9. 【請求項９】請求の範囲第２項のアルミニウム合金から
   製造された宇宙空間機体構造物。
10. 【請求項１０】請求の範囲第３項のアルミニウム合金か
    ら製造された航空機の機体構造物。
11. 【請求項１１】請求の範囲第４項のアルミニウム合金か
    ら製造された航空機の機体構造物。