JP5068654B2 - 高強度、高靱性Ａｌ−Ｚｎ合金製品およびそのような製品の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、良好な耐食性を維持するために大量のＺｎを含む、高強度、高靱性Ａｌ−Ｚｎ合金の鍛造された製品、およびそのような高強度、高靱性Ａｌ−Ｚｎ合金の製造方法、およびそのような合金の板製品に関する。より詳しくは、本発明は、構造的航空用途に関するアルミニウム協会(Aluminum Association)の国際命名法でＡＡ７０００シリーズと呼ばれる、高強度、高靱性Ａｌ−Ｚｎ合金に関する。さらに詳しくは、本発明は、良好な耐食性を維持することにより、強度および靱性の組合せが改良された、特別な時効または調質を必要としないＡｌ−Ｚｎ合金を得るための、新規な化学組成範囲(chemistry window)に関する。
この分野では、熱処理可能なアルミニウム合金を、比較的高い強度、高い靱性および耐食性が関与する多くの用途、例えば航空機の機体、車両部材、その他の用途に使用することが公知である。アルミニウム合金ＡＡ７０５０およびＡＡ７１５０は、Ｔ６型調質で高強度を示す。析出硬化させたＡＡ７ｘ７５、ＡＡ７ｘ５５合金製品も、Ｔ６調質で高い強度値を示す。Ｔ６調質は、合金の強度を高めることが知られており、その際、大量の亜鉛、銅およびマグネシウムを含む上記のＡＡ７ｘ５０、ＡＡ７ｘ７５およびＡＡ７ｘ５５合金製品は、それらの強度−対−重量比が高いことで知られており、従って、特に航空機工業で使用されている。しかし、これらの用途では非常に様々な気象条件にさらされるので、応力腐食および剥離の両方を含む腐食に対する十分な強度および耐性を与えるために、作業および時効条件を慎重に管理する必要がある。
応力腐食および剥離ならびに破壊靱性に対する耐性を高めるために、これらのＡＡ７０００シリーズ合金を人工的に過時効にかけることが公知である。Ｔ７９、Ｔ７６、Ｔ７４またはＴ７３型調質に人工的に時効にかけると、それらの応力腐食、剥離腐食に対する耐性および破壊靱性が上記の順で、ただしＴ６調質条件と比較した強度を犠牲にして、改良される（Ｔ７３が最良であり、Ｔ７９はＴ６に近い）。より妥当な調質条件は、Ｔ７４型調質であり、これは、妥当なレベルの引張強度、応力腐食耐性、剥離腐食耐性および破壊靱性を得るための、Ｔ７３とＴ７６の間の制限された過時効である。そのようなＴ７４調質は、アルミニウム製品を温度１２１℃で６〜２４時間、続いて１７１℃で約１４時間過時効にかけることによって行われる。
特定の航空機構成部品のための設計基準に応じて、強度、靱性または耐食性における小さな改良でも、重量が低下し、これが、とりわけ航空機の耐用寿命全体にわたる燃費の向上につながる。これらの要求に応えるために、他の幾つかの７０００シリーズ型合金が開発されている。
例えば、欧州特許第０３７７７７９号、米国特許第５，２２１，３７７号および第５，４９６，４２６号は、それぞれ、航空宇宙分野における、高い靱性および良好な腐食特性を備えたシートまたは薄板用途、例えば上側翼部材、向けの合金製品および７０５５合金の改良された製造方法であって、質量％で、Ｚｎ７．６〜８．４、Ｃｕ２．２〜２．６、Ｍｇ１．８〜２．１または２．２、およびＺｒ、Ｍｎ、ＶおよびＨｆから選択された一種以上の、合計で０．６質量％を超えない、元素、残りの部分を構成するアルミニウムおよび不可避不純物からなる組成を有する素地を加工する工程、該製品を溶体化熱処理および急冷する工程、および該製品を、順に７９℃〜１６３℃の一種以上の温度で３回熱処理するか、またはそのような製品を先ず７９℃〜１４１℃の一種以上の温度に２時間以上加熱し、該製品を１４８℃〜１７４℃の一種以上の温度に加熱することにより、人工的時効にかける工程を含んでなる方法を開示している。これらの製品は、「ＥＢ」またはそれより優れた、改良された剥離腐食耐性を示し、Ｔ７６調質条件における類似サイズの７ｘ５０対抗品よりも約１５％大きな降伏強度を示す。これらの製品は、さらに、類似サイズの７ｘ５０−Ｔ７７対抗品（７１５０−Ｔ７７は、以下に基準合金として使用する）より少なくとも約５％高い強度を示す。
本発明の目的は、好ましくは板製品用の、高い（圧縮）強度および高い靱性を有する、改良されたＡｌ−Ｚｎ合金を提供することである。耐食性は低下すべきではない。
より詳しくは、本発明の目的は、航空宇宙分野における上側翼用途に使用できる、圧縮降伏強度が改良され、単位伝播エネルギー(unit propagation energy)が高く、従来のＴ７７調質におけるＡＡ７０５５合金の特性より優れた特性を有する合金製品を提供することである。
本発明の別の目的は、Ｔ６型調質の範囲内にある強度およびＴ７３型調質の範囲内にある靱性および耐食性を示す、ＡＡ７０００−シリーズアルミニウム合金を得ることである。
本発明の別の目的は、本発明のアルミニウム合金製品を製造する方法を提供することである。
本発明は、これらの目的の一つ以上を、独立請求項の特徴により達成する。さらに、好ましい実施態様を従属請求項に記載し、規定する。
以下に記載するように、他に指示がない限り、合金の名称および調質の名称は、すべて米国アルミニウム協会(US Aluminum Association)から出版されているアルミニウム標準およびデータおよび登録記録(Aluminum Standards and Data and the Registration Records)におけるアルミニウム協会名称による。
本発明の上記目的の一つ以上は、良好な耐食性を維持することにより、高靱性と高強度の組合せが改良されたＡｌ−Ｚｎ合金製品を使用することにより達成され、該合金は、（質量％で）
Ｚｎ：６．０〜１１．０
Ｃｕ：１．４〜２．２
Ｍｇ：１．４〜２．４
Ｚｒ：０．０５〜０．１５
Ｔｉ：０．０５未満
Ｈｆおよび／またはＶ：０．２５未満、
所望によりＳｃおよび／またはＣｅ：０．０５〜０．２５、および
所望によりＭｎ：０．０５〜０．１２、
および不可避不純物および残部アルミニウム、好ましくは他の元素各０．０５未満、合計で０．５０未満を含んでなり、好ましくは上記成分からなり、該合金製品は、完成した製品のＴ／１０位置で実質的に完全に再結晶化されていない微小構造を有する。
Ｚｎ：６．０〜１１．０
Ｃｕ：１．４〜２．２
Ｍｇ：１．４〜２．４
Ｚｒ：０．０５〜０．１５
Ｔｉ：０．０５未満
Ｈｆおよび／またはＶ：０．２５未満、
所望によりＳｃおよび／またはＣｅ：０．０５〜０．２５、および
所望によりＭｎ：０．０５〜０．１２、
および不可避不純物および残部アルミニウム、好ましくは他の元素各０．０５未満、合計で０．５０未満を含んでなり、好ましくは上記成分からなり、該合金製品は、完成した製品のＴ／１０位置で実質的に完全に再結晶化されていない微小構造を有する。
ＡＡ７０００シリーズ合金に対するそのような化学組成範囲は、好ましくは航空宇宙用上側翼用途に使用できる、ゲージが２０ｍｍ〜６０ｍｍの比較的薄い板製品に製造した時に、優れた特性を示す。
上に規定する合金は、上記の手間の掛かる複雑なＴ７７の３工程時効サイクルを使用せずに、Ｔ７７調質におけるＡＡ７ｘ５０またはＡＡ７ｘ５５シリーズの既存の合金と同等であるか、またはより優れた特性を有する。この化学組成から得られるアルミニウム製品は、コスト的により有利であるのみならず、必要な処理工程が少ないので、製造も簡単である。さらに、この化学組成には、Ｔ７７調質合金を使用した場合には適用できない新規な製造技術、例えば時効成形または時効クリープ成形、が可能である。上に規定する化学組成は、Ｔ７７調質に時効処理することもでき、その際、耐食性がさらに改良される。
本発明の、大量のＺｎおよび特別な範囲のＭｇとＣｕの特殊な組合せを使用する、元素の選択された範囲により、強度および靱性の非常に優れた組合せが得られ、良好な腐食性能、例えば剥離腐食耐性および応力腐食割れ耐性、が維持されることが分かった。
本発明は、この化学組成を、以下に説明するような、そのような化学組成から圧延された製品を製造する方法との組合せでも使用し、完成した製品のＴ／１０位置で実質的に完全に再結晶化されていない微小構造を得る。より好ましくは、この製品は、厚さ全体にわたって再結晶化されていない。再結晶化されていないとは、我々は、完成した圧延製品のゲージの８０％強、好ましくは９０％強が、実質的に再結晶化されていないことを意味する。このため、本発明は、航空機用の上側翼外板に特に好適であり、厚さが２０〜６０ｍｍ、好ましくは３０〜５０ｍｍである合金製品を開示する。
優れた圧縮降伏強度および靱性を得るために、圧延した製品をゆっくり冷却するか、または圧延した製品のゲージを増加する必要はないことが分かった。
銅およびマグネシウムは、合金に強度を付与するための重要な元素である。マグネシウムおよび銅の量が低過ぎると、強度が低下するのに対し、マグネシウムおよび銅の量が高過ぎると、腐食性能が悪くなり、合金製品の溶接性に関する問題が生じる。先行技術は、特殊な時効手順を使用して強度を改良し、良好な腐食性能を達成するために、少量のマグネシウムおよび銅を使用している。強度、靱性および腐食性能を調和させるために、銅およびマグネシウムの量を（質量％で）、Ｍｇに関して１．７〜２．２％、好ましくは、１．７〜２．１％、Ｃｕに関して１．８〜２．１％にすることにより、薄い板製品で良好なバランスが得られることが分かった。本発明で特許権請求する化学組成全体にわたって、Ｔ７４調質合金の特性に類似した腐食性能を維持しながら、Ｔ６調質合金の領域にある強度レベルを達成することができる。
マグネシウムおよび銅の量とは別に、本発明は、マグネシウムおよび銅の亜鉛に対するバランス、特にマグネシウムの亜鉛に対するバランスを開示するが、これが合金にこれらの性能特性を与えている。本発明の合金の改良された耐食性は、ＥＢ以上の、好ましくはＥＡ以上の剥離特性(「ＥＸＣＯ」)を有する。
亜鉛の量（質量％で）は、好ましくは７．４〜９．６％の範囲内、より好ましくは８．０〜９．６％の範囲内、最も好ましくは８．４〜８．９％の範囲内である。試験により、最適亜鉛レベルは約８．６％であることが分かった。下記の例で、より詳細に説明する。
さらに、本発明の好ましい実施態様により、Ｓｃ含有合金が、高強度対高切欠き靱性レベルを得るための優れた候補であることが分かった。銅、マグネシウム、亜鉛、ジルコニウムおよびチタンを含んでなる合金にＳｃを添加することにより、微小構造が再結晶化されずに維持され、それによって、強度および靱性に関して優れた特性を示すことが分かった。従って、Ｓｃの好ましい量は、（質量％で）[Ｚｒ]＋１．５[Ｓｃ]＜０．１５％である。（質量％で）Ｚｎの量が約８．７０％であり、ＭｇおよびＣｕが約２．１０％である場合、ＳｃまたはＣｅの好ましい量は０．０３〜０．０６％である。単位伝播エネルギーのレベルは、Ｓｃ、ＣｅまたはＭｎ合金化元素を添加した合金で著しく優れている。
本発明の良好な耐食性を備えた、高強度、高靱性Ａｌ−Ｚｎ合金製品の好ましい製造方法は、
ａ．下記の組成、すなわち（質量％で）
Ｚｎ：６．０〜１１．０、
Ｃｕ：１．４〜２．２、
Ｍｇ：１．４〜２．４、
Ｚｒ：０．０５〜０．１５、
Ｔｉ：０．０５未満、
Ｈｆおよび／またはＶ：０．２５未満、
所望によりＳｃおよび／またはＣｅ：０．０５〜０．２５、および
所望によりＭｎ：０．０５〜０．１２
および不可避不純物および残部アルミニウムを有し、好ましくは、他の元素が各０．０５未満、合計で０．５０未満であるインゴットを鋳造する工程、
ｂ．鋳造後、該インゴットを均質化および／または予備加熱する工程、
ｃ．該インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
ｄ．該予備加工製品を再加熱し、かつ、
ｄ１．該再加熱された製品を最終ゲージに熱間圧延する工程、または
ｄ２．該再加熱された製品を最終ゲージに熱間圧延および冷間圧延する工程、
ｅ．溶体化熱処理し、該溶体化熱処理された製品を急冷する工程、
ｆ．所望により、該急冷された、または冷間加工された合金製品を伸長または圧縮し、応力を除去する工程、および
ｇ．所望により、該急冷された、および所望により伸長または圧縮された製品を時効処理し、合金製品が、完成した製品のＴ／１０位置で実質的に完全に再結晶化されていない微小構造を有する所望の調質を達成する工程
を含んでなる。
ａ．下記の組成、すなわち（質量％で）
Ｚｎ：６．０〜１１．０、
Ｃｕ：１．４〜２．２、
Ｍｇ：１．４〜２．４、
Ｚｒ：０．０５〜０．１５、
Ｔｉ：０．０５未満、
Ｈｆおよび／またはＶ：０．２５未満、
所望によりＳｃおよび／またはＣｅ：０．０５〜０．２５、および
所望によりＭｎ：０．０５〜０．１２
および不可避不純物および残部アルミニウムを有し、好ましくは、他の元素が各０．０５未満、合計で０．５０未満であるインゴットを鋳造する工程、
ｂ．鋳造後、該インゴットを均質化および／または予備加熱する工程、
ｃ．該インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
ｄ．該予備加工製品を再加熱し、かつ、
ｄ１．該再加熱された製品を最終ゲージに熱間圧延する工程、または
ｄ２．該再加熱された製品を最終ゲージに熱間圧延および冷間圧延する工程、
ｅ．溶体化熱処理し、該溶体化熱処理された製品を急冷する工程、
ｆ．所望により、該急冷された、または冷間加工された合金製品を伸長または圧縮し、応力を除去する工程、および
ｇ．所望により、該急冷された、および所望により伸長または圧縮された製品を時効処理し、合金製品が、完成した製品のＴ／１０位置で実質的に完全に再結晶化されていない微小構造を有する所望の調質を達成する工程
を含んでなる。
本発明の、製品を予備加工し、該予備加工された製品を熱間圧延および／または冷間圧延する工程を行った時、合金製品の微小構造は、その表面下で、実質的に完全に再結晶化されずに維持されることが分かった。
本発明の一実施態様では、本方法は、均質化されたインゴットを先ず予備加工された製品に熱間圧延し、再加熱された製品を、（最終ゲージの％で）約１５０〜２５０に熱間圧延し、次いで該熱間圧延された製品を最終ゲージに冷間圧延するか、または再加熱された製品を、（最終ゲージの％で）約１０５〜１４０に熱間圧延し、次いで該熱間圧延された製品を最終ゲージに冷間圧延することを包含する。「最終ゲージの％」とは、最終製品の厚さと比較した厚さの百分率を意味する。２００最終ゲージ％は、最終加工された製品の厚さの２倍の厚さを意味する。つまり、予備加熱された製品を最終製品の厚さの約２倍の厚さに先ず熱間圧延し、次いで該熱間圧延された製品を最終的な厚さに冷間圧延するか、または予備加熱された製品を最終製品の厚さより約２０％大きい厚さに熱間圧延し、次いで該製品を冷間圧延し、該熱間圧延された製品のゲージを約２０％減少させるのが有利であることが分かった。
本発明の別の実施態様により、合金が再結晶しないように、再加熱された製品を３００℃〜４２０℃の範囲内の低温で熱間圧延するのが有利である。所望により、ＳＣＣ性能を改良する場合、加工され、熱処理された製品を２工程Ｔ７９またはＴ７６調質で人工的に時効処理するか、またはＴ７７−３工程調質を使用することも可能である。
本発明は、鋳造後のインゴットを熱間圧延し、所望により２０〜６０ｍｍゲージの加工された製品に冷間圧延するのに有用である。
本発明は、上記の組成を有する高強度、高靱性Ａｌ−Ｚｎ合金の板製品にも関し、該板製品は、好ましくは、薄い航空機部材、さらに好ましくは、細長い構造形状部材、例えば航空機の上側翼部材、上側翼の薄い外板部材、または梁受縦材、である。
特許権請求する合金の特性は、温度１０５℃〜１３５℃、好ましくは約１２０℃で、２〜２０時間、好ましくは約８時間の第一熱処理、および１３５℃より高いが、２１０℃未満の温度、好ましくは約１５５℃で、４〜１２時間、好ましくは８〜１０時間の第二熱処理を含んでなる人工時効工程により、さらに向上させることができる。
本発明の合金の上記の、および他の特徴および利点は、下記の、好ましい実施態様の詳細な説明から容易に理解できる。
例１
実験室規模で、１４種類の異なったアルミニウム合金をインゴットに鋳造し、均質化させ、約４１０℃で６時間以上予備加熱し、４ｍｍ板に熱間圧延した。溶体化熱処理を４７５℃で行い、その後、水で急冷させた。その後、急冷させた製品を２工程Ｔ７６時効手順により時効処理した。化学組成を表１に示す。
実験室規模で、１４種類の異なったアルミニウム合金をインゴットに鋳造し、均質化させ、約４１０℃で６時間以上予備加熱し、４ｍｍ板に熱間圧延した。溶体化熱処理を４７５℃で行い、その後、水で急冷させた。その後、急冷させた製品を２工程Ｔ７６時効手順により時効処理した。化学組成を表１に示す。
表１ 薄い板形態にある合金の、質量％で表した化学組成、残りの部分はアルミニウムおよび不可避不純物、Ｆｅ０．０６、Ｓｉ０．０５、Ｔｉ０．０４およびＺｒ０．１２である。
合金 Ｃｕ Ｍｇ Ｚｎ その他
１ ２．０ ２．１ ８．０ ０．０８Ｍｎ
２ ２．１ ２．１ ８．１ −
３ １．７ １．７５ ８．７ −
４ ２．１ １．７ ８．６ −
５ ２．４ １．７ ８．６ −
６ １．７ ２．２ ８．７ −
７ ２．１ ２．１ ８．６ −
８ ２．４ ２．１ ８．７ −
９ １．７ ２．５ ８．７ −
１０ ２．１ ２．４ ８．６ −
１１ ２．５ ２．５ ８．７ −
１２ ２．１ ２．１ ９．２ −
１３ ２．１ ２．１ ８．７ ０．０３Ｃｅ
１４ ２．１ ２．１ ８．７ ０．０６Ｓｃ
合金 Ｃｕ Ｍｇ Ｚｎ その他
１ ２．０ ２．１ ８．０ ０．０８Ｍｎ
２ ２．１ ２．１ ８．１ −
３ １．７ １．７５ ８．７ −
４ ２．１ １．７ ８．６ −
５ ２．４ １．７ ８．６ −
６ １．７ ２．２ ８．７ −
７ ２．１ ２．１ ８．６ −
８ ２．４ ２．１ ８．７ −
９ １．７ ２．５ ８．７ −
１０ ２．１ ２．４ ８．６ −
１１ ２．５ ２．５ ８．７ −
１２ ２．１ ２．１ ９．２ −
１３ ２．１ ２．１ ８．７ ０．０３Ｃｅ
１４ ２．１ ２．１ ８．７ ０．０６Ｓｃ
表１の合金を、３種類の処理変形（工程５参照）を使用して処理した。
１．均質化は、加熱速度４０℃／ｈで温度４６０℃に加熱し、次いで４６０℃で１２時間均熱処理し、別に２５℃／ｈで温度４７５℃に加熱し、４７５℃で２４時間均熱処理し、室温に冷却させることにより、行った。
２．予備加熱は、加熱速度４０℃／ｈで、４２０℃で６時間行った。
３．実験室規模のインゴットを、８０から２５ｍｍに熱間圧延し、ゲージを１回通す毎に約６〜８ｍｍ下げた。
４．厚さ２５ｍｍの製品を４２０℃に約３０分間再加熱した。
５．変形１ 再加熱した製品を４．０ｍｍに熱間圧延した。
変形２ 再加熱した製品を８．０ｍｍに熱間圧延し、その後、４．０ｍｍに冷間圧延した。
変形３ 再加熱した製品を５．０ｍｍに熱間圧延し、次いで、４．０ｍｍに冷間圧延した。
６．溶体化熱処理を４７５℃で１時間行い、その後、水急冷した。
７．伸長を、急冷後約１時間以内に１．５〜２．０％行った。
８．その後、伸長した製品をＴ７６時効手順で時効処理し、その際、温度を速度３０℃／ｈで１２０℃に上昇させ、温度を１２０℃に５時間保持し、温度を速度１５℃／ｈで１６０℃に上昇させ、６時間均熱処理し、時効処理した製品を室温に空気冷却させた。
１．均質化は、加熱速度４０℃／ｈで温度４６０℃に加熱し、次いで４６０℃で１２時間均熱処理し、別に２５℃／ｈで温度４７５℃に加熱し、４７５℃で２４時間均熱処理し、室温に冷却させることにより、行った。
２．予備加熱は、加熱速度４０℃／ｈで、４２０℃で６時間行った。
３．実験室規模のインゴットを、８０から２５ｍｍに熱間圧延し、ゲージを１回通す毎に約６〜８ｍｍ下げた。
４．厚さ２５ｍｍの製品を４２０℃に約３０分間再加熱した。
５．変形１ 再加熱した製品を４．０ｍｍに熱間圧延した。
変形２ 再加熱した製品を８．０ｍｍに熱間圧延し、その後、４．０ｍｍに冷間圧延した。
変形３ 再加熱した製品を５．０ｍｍに熱間圧延し、次いで、４．０ｍｍに冷間圧延した。
６．溶体化熱処理を４７５℃で１時間行い、その後、水急冷した。
７．伸長を、急冷後約１時間以内に１．５〜２．０％行った。
８．その後、伸長した製品をＴ７６時効手順で時効処理し、その際、温度を速度３０℃／ｈで１２０℃に上昇させ、温度を１２０℃に５時間保持し、温度を速度１５℃／ｈで１６０℃に上昇させ、６時間均熱処理し、時効処理した製品を室温に空気冷却させた。
強度は、小Euronormを使用して測定し、靱性は、ＡＳＴＭＢ−８７１（１９９６）により測定した。上記３種類の変形の結果を表２ａ〜２ｃに示す。
表２ａ 表１に示す合金の変形１による、ＭＰａおよび切欠き靱性（ＴＹＲ）で示す強度および靱性
合金 Ｒｐ ＵＰＥ ＴＹＲ
１ ５８２ ２１１ １．３１
２ ５６４ ２１５ １．４８
３ ５３４ ２４３ １．４９
４ ５５０ ２１４ １．４８
５ ５７９ ２０８ １．４４
６ ５９２ ８４ １．３４
７ ５９５ １２０ １．３２
８ ６０５ ９８ １．３２
９ ６１２ ３０ １．３１
１０ ６１３ ５４ １．１２
１１ ６０３ ３３ １．１１
１２ − − −
１３ ５９７ １６３ １．２７
１４ ５８７ １２１ １．３５
合金 Ｒｐ ＵＰＥ ＴＹＲ
１ ５８２ ２１１ １．３１
２ ５６４ ２１５ １．４８
３ ５３４ ２４３ １．４９
４ ５５０ ２１４ １．４８
５ ５７９ ２０８ １．４４
６ ５９２ ８４ １．３４
７ ５９５ １２０ １．３２
８ ６０５ ９８ １．３２
９ ６１２ ３０ １．３１
１０ ６１３ ５４ １．１２
１１ ６０３ ３３ １．１１
１２ − − −
１３ ５９７ １６３ １．２７
１４ ５８７ １２１ １．３５
表２ｂ 表１に示す合金の変形２による、ＭＰａおよび切欠き靱性（ＴＹＲ）で示す強度および靱性
合金 Ｒｐ ＵＰＥ ＴＹＲ
１ ５９９ １２５ １．３０
２ ５６７ ２６８ １．４５
３ ５３３ １４３ １．５３
４ ５８７ ２０５ １．３８
５ ５６３ １７８ １．４５
６ ５６９ １３４ １．３５
７ − − −
８ ６１６ ７２ １．１０
９ − − −
１０ ６０１ ２２ １．００
１１ ６１２ ５ １．０５
１２ − − −
１３ ５９５ ８８ １．１６
１４ ６２６ ７１ １．２６
合金 Ｒｐ ＵＰＥ ＴＹＲ
１ ５９９ １２５ １．３０
２ ５６７ ２６８ １．４５
３ ５３３ １４３ １．５３
４ ５８７ ２０５ １．３８
５ ５６３ １７８ １．４５
６ ５６９ １３４ １．３５
７ − − −
８ ６１６ ７２ １．１０
９ − − −
１０ ６０１ ２２ １．００
１１ ６１２ ５ １．０５
１２ − − −
１３ ５９５ ８８ １．１６
１４ ６２６ ７１ １．２６
表２ｃ 表１に示す合金の変形３による、ＭＰａおよび切欠き靱性（ＴＹＲ）で示す強度および靱性
合金 Ｒｐ ＵＰＥ ＴＹＲ
１ ６００ １７０ １．３５
２ ５７５ ２１１ １．４７
３ ５３５ ２３２ １．５９
４ ５７３ ２６０ １．４６
５ ６０４ ２５２ １．３９
６ ５８７ １８５ １．４３
７ ６１３ １９９ １．２６
８ ６２７ １８５ １．１８
９ − − −
１０ ６０７ ３１ １．０９
１１ ６１４ ２６ ０．９２
１２ ６０６ ５８ １．１１
１３ ６０１ １４８ １．２６
１４ ６１６ １２２ １．３５
合金 Ｒｐ ＵＰＥ ＴＹＲ
１ ６００ １７０ １．３５
２ ５７５ ２１１ １．４７
３ ５３５ ２３２ １．５９
４ ５７３ ２６０ １．４６
５ ６０４ ２５２ １．３９
６ ５８７ １８５ １．４３
７ ６１３ １９９ １．２６
８ ６２７ １８５ １．１８
９ − − −
１０ ６０７ ３１ １．０９
１１ ６１４ ２６ ０．９２
１２ ６０６ ５８ １．１１
１３ ６０１ １４８ １．２６
１４ ６１６ １２２ １．３５
表２ａ〜２ｃに示す結果から、軽度（１０〜２０％）の冷間圧延が、最適な靱性と強度のバランスにとって有益であることが明らかである。変形１（表２ａ）により純粋に熱間圧延した材料は、最適に近いが、一般的には変形３の合金がより優れている。
さらに、Ｓｃ含有合金１４は、高強度と高切欠き靱性が必要である場合に有利であることが分かる。少量のマンガンは、強度を高めるが、靱性がある程度犠牲になる。
例２
別の化学組成を上記の処理工程１〜８により処理したが、その際、例１の工程５の変形３およびＴ７６時効を使用した。
別の化学組成を上記の処理工程１〜８により処理したが、その際、例１の工程５の変形３およびＴ７６時効を使用した。
表３ 薄板合金の、質量％で表した化学組成、すべての合金に対して残りの部分はアルミニウムおよび不可避不純物、Ｆｅ０．０６、Ｓｉ０．０５である。
合金 Ｃｕ Ｍｇ Ｚｎ Ｚｒ Ｔｉ その他
１ 2.0 2.1 8.0 0.11 0.03 0.08Ｍｎ
２ 2.1 2.1 8.1 0.12 0.03 -
３ 1.7 2.2 8.7 0.12 0.03 -
４ 2.1 2.1 8.6 0.12 0.03 -
５ 2.4 2.1 8.7 0.12 0.03 -
６ 2.1 2.1 9.2 0.12 0.03 -
７ 2.1 2.1 8.7 0.12 0.04 0.04Ｃｅ
８ 2.1 2.1 8.7 0.10 0.04 0.06Ｓｃ
９ 1.7 2.1 9.3 0.12 0.03 -
１０ 1.6 2.5 9.2 0.12 0.04 -
１１ 2.1 2.4 9.2 0.12 0.04 -
合金 Ｃｕ Ｍｇ Ｚｎ Ｚｒ Ｔｉ その他
１ 2.0 2.1 8.0 0.11 0.03 0.08Ｍｎ
２ 2.1 2.1 8.1 0.12 0.03 -
３ 1.7 2.2 8.7 0.12 0.03 -
４ 2.1 2.1 8.6 0.12 0.03 -
５ 2.4 2.1 8.7 0.12 0.03 -
６ 2.1 2.1 9.2 0.12 0.03 -
７ 2.1 2.1 8.7 0.12 0.04 0.04Ｃｅ
８ 2.1 2.1 8.7 0.10 0.04 0.06Ｓｃ
９ 1.7 2.1 9.3 0.12 0.03 -
１０ 1.6 2.5 9.2 0.12 0.04 -
１１ 2.1 2.4 9.2 0.12 0.04 -
表３に示す合金の特性を、強度に関してＬ方向で、靱性に関してＬ−Ｔ方向で試験した。
表４ 表３に示す合金の変形３による、ＭＰａおよび切欠き靱性（ＴＳ／Ｒｐ）で示す、強度および靱性
合金 Ｒｐ Ｒｍ ＵＰＥ ＴＳ／Ｒｐ
(MPa) (MPa) (kJ/m ２ )
１ 601 637 177 1.35
２ 575 603 221 1.48
３ 591 610 194 1.45
４ 613 647 199 1.34
５ 624 645 178 1.18
６ 608 638 63 1.13
７ 601 639 163 1.27
８ 618 652 132 1.35
９ 613 632 75 1.25
１０ 618 650 5 1.29
１１ 619 654 26 1.18
合金 Ｒｐ Ｒｍ ＵＰＥ ＴＳ／Ｒｐ
(MPa) (MPa) (kJ/m ２ )
１ 601 637 177 1.35
２ 575 603 221 1.48
３ 591 610 194 1.45
４ 613 647 199 1.34
５ 624 645 178 1.18
６ 608 638 63 1.13
７ 601 639 163 1.27
８ 618 652 132 1.35
９ 613 632 75 1.25
１０ 618 650 5 1.29
１１ 619 654 26 1.18
表４に示す靱性対引張降伏強度（Ｒｐ）は、亜鉛約８．６〜８．７質量％を含む合金で最良の靱性対引張降伏強度値が得られることを明らかに示している。亜鉛レベルが低い合金は、類似した靱性値を示すが、引張強度が−一般的に言って−低いのに対し、高レベルの亜鉛は、引張強度レベルは高いが、靱性レベルが低くなる。少量のマンガンは、強度を増加するが、靱性が犠牲になる。
例３
亜鉛レベル８．６および８．７でさらに試験を行い、その際、銅およびマグネシウムレベルを変化させた。同じ強度レベルで靱性レベルを増加できることが分かる。幾つかの追加合金を、上記および例１の工程５の変形３に記載する処理工程１〜８使用し、例２における合金と同様に処理した。
亜鉛レベル８．６および８．７でさらに試験を行い、その際、銅およびマグネシウムレベルを変化させた。同じ強度レベルで靱性レベルを増加できることが分かる。幾つかの追加合金を、上記および例１の工程５の変形３に記載する処理工程１〜８使用し、例２における合金と同様に処理した。
表５ 薄板合金の、質量％で表した化学組成、すべての合金に対して残りの部分はアルミニウムおよび不可避不純物、Ｆｅ０．０６、Ｓｉ０．０５である。
合金 Ｃｕ Ｍｇ Ｚｎ Ｚｒ Ｔｉ その他
３ 1.7 2.2 8.7 0.12 0.03 -
４ 2.1 2.1 8.6 0.12 0.03 -
５ 2.4 2.1 8.7 0.12 0.03 -
１２ 2.5 2.5 8.7 0.11 0.03 0.08Ｍｎ
１３ 2.1 2.4 8.6 0.12 0.03 -
１４ 1.7 2.5 8.7 0.12 0.03 -
１５ 1.7 1.7 8.7 0.12 0.03 -
１６ 2.4 1.7 8.6 0.12 0.03 -
１７ 2.1 1.7 8.6 0.12 0.04 -
合金 Ｃｕ Ｍｇ Ｚｎ Ｚｒ Ｔｉ その他
３ 1.7 2.2 8.7 0.12 0.03 -
４ 2.1 2.1 8.6 0.12 0.03 -
５ 2.4 2.1 8.7 0.12 0.03 -
１２ 2.5 2.5 8.7 0.11 0.03 0.08Ｍｎ
１３ 2.1 2.4 8.6 0.12 0.03 -
１４ 1.7 2.5 8.7 0.12 0.03 -
１５ 1.7 1.7 8.7 0.12 0.03 -
１６ 2.4 1.7 8.6 0.12 0.03 -
１７ 2.1 1.7 8.6 0.12 0.04 -
表６ 表５に示す合金の変形３による、ＭＰａおよび切欠き靱性（ＴＳ／Ｒｐ）で示す、強度および靱性
合金 Ｒｐ ＵＰＥ ＴＳ／Ｒｐ
(MPa) (kJ/m ２ )
３ 591 194 1.45
４ 613 199 1.34
５ 624 178 1.18
１２ 614 26 0.92
１３ 607 31 1.09
１４ 621 55 1.01
１５ 535 232 1.59
１６ 604 252 1.39
１７ 573 260 1.46
合金 Ｒｐ ＵＰＥ ＴＳ／Ｒｐ
(MPa) (kJ/m ２ )
３ 591 194 1.45
４ 613 199 1.34
５ 624 178 1.18
１２ 614 26 0.92
１３ 607 31 1.09
１４ 621 55 1.01
１５ 535 232 1.59
１６ 604 252 1.39
１７ 573 260 1.46
表６に示すように、マグネシウムレベルは２．４％未満、最適には約１．７％にするのが有利である。マグネシウムレベルが約１．７％である場合、優れた靱性が得られるが、強度レベルは低下する。マグネシウムレベルが約２．１％で、最良の強度レベルが得られる。従って、マグネシウムは１．７〜２．１％が最良である。
上記の全ての合金を、ＡＳＴＭＧ−３４により、剥離腐食試験にかけた。これらの合金は全て、ＥＢ以上の性能を示した。
さらに、ＣｅまたはＳｃを添加することにより、合金の微小構造が強化され、それによって、回復過程が低下することが分かった。合金材料中の回復が低いので、標準的な経路により溶体化熱処理を使用しても、再結晶が起こらない。Ｓｃが再結晶化を抑制するので、通常、薄板製品の厚さの９０％強が再結晶化されずに維持される。
以上、本発明を十分に説明したが、当業者には明らかな様に、ここで説明した本発明の精神または範囲から離れることなく、多くの変形および修正を行うことが可能である。
Claims (23)
- 良好な耐食性を備えた、高強度、高靱性Ａｌ−Ｚｎ合金製品の製造方法であって、
ａ）下記の組成、すなわち質量％で、
Ｚｎ：６．０〜１１．０％、
Ｃｕ：１．４〜２．２％、
Ｍｇ：１．４〜２．４％、
Ｚｒ：０．０５〜０．１５％、
Ｔｉ：０．０５％未満、
不可避不純物および残部アルミニウム
を有するインゴットを鋳造する工程、
ｂ）鋳造後、前記インゴットを均質化および／または予備加熱する工程、
ｃ）前記インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
ｄ）前記予備加工製品を再加熱し、前記合金製品が再結晶しないように前記再加熱された製品を３００℃〜４２０℃の低温で熱間圧延し、前記再加熱された製品を最終ゲージに冷間圧延する工程、
ｅ）溶体化熱処理し、前記溶体化熱処理された製品を急冷する工程、
ｆ）前記急冷された合金製品を伸長または圧縮する工程、および
ｇ）前記急冷された、および伸長または圧縮された製品を人工的に時効処理し、Ｔ７９およびＴ７６からなる群から選択される調質を達成する工程
を含んでなり、前記製品が、その最終調質で、完成した製品の少なくともＴ／１０の位置で再結晶化されていない微小構造を有する、方法。 - 前記再加熱された製品を、最終ゲージの％で、１５０〜２５０に熱間圧延し、次いで前記熱間圧延された製品を最終ゲージに冷間圧延する、請求項１に記載の方法。
- 前記再加熱された製品を、最終ゲージの％で、１０５〜１４０に熱間圧延し、次いで前記熱間圧延された製品を最終ゲージに冷間圧延する、請求項１または２に記載の方法。
- 工程ｇ）の際の人工的時効処理が、Ｔ７９、およびＴ７６からなる群から選択された調質であり、２工程時効処理により行われる、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
- 工程ｇ）の際の人工的時効処理が、温度１０５℃〜１３５℃で２〜２０時間の第一時効工程、および１３５℃より高いが、２１０℃未満の温度で４〜１２時間の第二時効工程からなり、Ｔ７９およびＴ７６調質から選択された調質となる、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
- 工程ｇ）の際の人工的時効処理が、温度１２０℃で２〜２０時間の第一時効工程、および１３５℃より高いが、２１０℃未満の温度で４〜１２時間の第二時効工程からなり、Ｔ７９およびＴ７６調質から選択された調質となる、請求項５に記載の方法。
- 工程ｇ）の際の人工的時効処理が、温度１２０℃で２〜２０時間の第一時効工程、および温度１５５℃で４〜１２時間の第二時効工程からなり、Ｔ７９およびＴ７６調質から選択された調質となる、請求項５または６に記載の方法。
- 工程ａ）で用いられる組成が、０．０５〜０．２５質量％のＳｃおよび／またはＣｅをさらに含む、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
- 工程ａ）で用いられる組成が、０．０５〜０．１２質量％のＭｎをさらに含む、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
- Ｚｎの量が７．４〜９．６質量％である、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
- Ｚｎの量が８．０〜９．６質量％である、請求項１０に記載の方法。
- Ｚｎの量が８．４〜８．９質量％である、請求項１０に記載の方法。
- Ｃｕの量が１．７〜２．２質量％である、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の方法。
- Ｃｕの量が１．８〜２．１質量％である、請求項１３のいずれか一項に記載の方法。
- Ｍｇの量が１．７〜２．２質量％である、請求項１３または１４に記載の方法。
- Ｍｇの量が１．７〜２．１質量％である、請求項１５に記載の方法。
- Ｓｃの量が、[Ｚｒ]＋１．５[Ｓｃ]＜０．１５質量％である、請求項１〜１６のいずれか一項に記載の方法。
- 不可避不純物の量が各０．０５質量％未満、合計で０．５質量％未満である、請求項１〜１７のいずれか一項に記載の方法。
- 完成した圧延製品のゲージの８０％超が、再結晶化されていない微小構造を有する、請求項１〜１８のいずれか一項に記載の方法。
- 完成した圧延製品のゲージの９０％超が、再結晶化されていない微小構造を有する、請求項１〜１８のいずれか一項に記載の方法。
- 前記Ａｌ−Ｚｎ製品が、２０〜６０ｍｍのゲージを有する薄板である、請求項１〜２０のいずれか一項に記載の方法。
- 前記Ａｌ−Ｚｎ製品が、３０〜５０ｍｍのゲージを有する薄板である、請求項１〜２０のいずれか一項に記載の方法。
- 前記Ａｌ−Ｚｎ製品が、薄い航空機部材、航空機の上側翼部材、上側翼の薄い外板部材、または梁受縦材である、請求項１〜２２のいずれか一項に記載の方法。
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