JP5128124B2

JP5128124B2 - Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金

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Publication number: JP5128124B2
Application number: JP2006505137A
Authority: JP
Inventors: リンツェ、ベネディクトゥス; クリスティアン、ヨアヒム、カイデル; アルフレート、ルードビヒ、ハインツ; ネディア、テリアウイ
Original assignee: Aleris Aluminum Koblenz GmbH
Current assignee: Novelis Koblenz GmbH
Priority date: 2003-04-10
Filing date: 2004-04-09
Publication date: 2013-01-23
Anticipated expiration: 2024-04-09
Also published as: CA2519390A1; AT502310B1; ES2393366A1; US10472707B2; JP2012214905A; DE112004003147A5; ES2393366B2; GB2426979A; GB2415202B; GB0618549D0; RU2353693C2; BRPI0409267B1; WO2004090185A1; ES2293813B2; US20140224386A1; DE112004000603T5; RU2005134849A; CN101693968B; BRPI0409267A; DE112004003147B4

Description

発明の分野

本発明は、鍛造されたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕアルミニウムタイプ（またはアルミニウム協会(Aluminum Association)により７０００−または７ｘｘｘシリーズアルミニウム合金と指定される）に関する。より詳しくは、本発明は、時効硬化可能な、高強度、高破壊靱性および高耐食性アルミニウム合金およびその合金から製造された製品に関する。本合金から製造された製品は、航空宇宙用途に非常に好適であるが、それに限定するものではない。本合金は、様々な製品形態、例えばシート、薄いプレート、厚いプレート、押出または鍛造製品に加工できる。

この合金から製造されたどの製品形態においても、現在公知の合金から製造される製品よりも優れた特性の組合せが達成される。本発明により、今や、航空宇宙用途でも単一合金概念(uni-alloy concept)を使用できる。これは、航空宇宙工業に重大なコスト低減をもたらすであろう。この単一合金概念により、構造部品の製造中に、または構造部品の寿命サイクルの最後に生じるアルミニウムスクラップの循環使用が非常に容易になる。

発明の背景

これまで、航空宇宙工業では、構造用途向けの様々な製品を形成するために異なった種類のアルミニウム合金が使用されている。航空宇宙工業における設計者および製造業者は、燃料効率、製品性能を常に改良し、製造および保守コストを常に下げようと試みている。改良を、コスト低下と共に達成するための好ましい方法は、単一合金概念、すなわち関連する製品形態で改良された特性のバランスを有することができる１種類のアルミニウム合金、である。

本明細書で使用する合金構成員および焼戻し名称は、良く知られているアルミニウム協会のアルミニウム合金製品標準に従う。他に指示がない限り、百分率はすべて重量％である。

現時点における技術水準は、機体シート用の高損傷許容性ＡＡ２ｘ２４（すなわちＡＡ２５２４）またはＡＡ６ｘ１３またはＡＡ７ｘ７５、下側翼用のＡＡ２３２４またはＡＡ７ｘ７５、上側翼用のＡＡ７０５５またはＡＡ７４４９、および翼けたおよびリブまたは厚いプレートから機械加工される他の部分用のＡＡ７０１０またはＡＡ７０４０である。それぞれの異なった用途に異なった合金を使用する主な理由は、構造部品全体の最適性能を得るための特性バランスに差があることである。

機体外板には、引張負荷下での損傷許容特性、すなわち疲労亀裂成長速度(「ＦＣＧＲ」)、平面応力破壊靱性および腐食の組合せ、が非常に重要であると考えられる。これらの特性必要条件に基づき、高損傷許容性ＡＡ２ｘ２４−Ｔ３５１（米国特許第５，２１３，６３９号またはヨーロッパ特許第１０２６２７０−Ａ１号参照）またはＣｕ含有ＡＡ６ｘｘｘ−Ｔ６（米国特許第４，５８９，９３２号、第５，８８８，３２０号、第２００２／００３９６６４−Ａ１号、またはヨーロッパ特許第１１４３０２７−Ａ１号参照）が、民間航空機製造業者に好まれている。

下側翼外板には、類似の特性バランスが望ましいが、高引張強度を得るために、靱性はある程度犠牲にすることができる。この理由から、Ｔ３９またはＴ８ｘ焼戻しにおけるＡＡ２ｘ２４が論理的な選択であると考えられる（米国特許第５，８６５，９１４号、第５，５９３，５１６号、またはヨーロッパ特許第１１１４８７７−Ａ１号参照）が、同じ焼戻しにおけるＡＡ７ｘ７５も使用できる場合がある。

引張負荷よりも圧縮負荷がより重要な上側翼用には、圧縮強度、疲労（ＳＮ疲労または寿命時間）および破壊靱性が最も重要な特性である。現在、好ましい選択は、ＡＡ７１５０、ＡＡ７０５５、ＡＡ７４４９またはＡＡ７ｘ７５であろう（例えば米国特許第５，２２１，３７７号、第５，８６５，９１１号、第５，５６０，７８９号または第５，３１２，４９８号参照）。これらの合金は、高い圧縮降伏強度を、現時点では妥当な耐食性および破壊靱性と共に有するが、航空機設計者は、これらの特性組合せの改良を歓迎している。

厚さが３インチを超える厚い部分、またはそのような厚い部分から機械加工する部品には、厚さ全体にわたって一様で信頼性のある特性バランスが重要である。現在、ＡＡ７０５０またはＡＡ７０１０またはＡＡ７０４０（米国特許第６，０２７，５８２号参照）またはＣ８０Ａ（米国特許第２００２／０１５０４９８−Ａ１号参照）がこれらの用途に使用されている。急冷感度の低下、すなわち急冷速度が低い厚さ、つまり厚い製品による特性の低下、が航空機製造業者の大きな関心である。特に、Ｓ−Ｔ方向における特性が構造部品の設計者および製造業者の主要関心事である。

航空機のより優れた性能、すなわち製造コストの低下および運転コストの低下、は、構造部品に使用されるアルミニウム合金の特性バランスを改良し、好ましくはただ１種類の合金を使用して合金コストを下げ、アルミニウムスクラップおよび廃棄物の循環使用におけるコストを下げることにより、達成することができる。

従って、どのような関連する製品形態においても、改良された、適切な特性バランスを達成することができるアルミニウム合金が求められている。

発明の概要

本発明は、関連するすべての製品において、今日それらの製品に使用されている各種の市販アルミニウム合金（ＡＡ２ｘｘｘ、ＡＡ６ｘｘｘ、ＡＡ７ｘｘｘ）の特性バランスよりも優れた特性バランスを達成することができるＡＡ７ｘｘｘシリーズアルミニウム合金に関する。

本発明の合金の好ましい組成は、亜鉛（Ｚｎ）約６．５〜９．５重量％、マグネシウム（Ｍｇ）約１．２〜２．２重量％、銅（Ｃｕ）約１．０〜１．９重量％、ジルコニウム（Ｚｒ）約０〜０．５重量％、スカンジウム（Ｓｃ）約０〜０．７重量％、クロム（Ｃｒ）約０〜０．４重量％、ハフニウム（Ｈｆ）約０〜０．３重量％、チタン（Ｔｉ）約０〜０．４重量％、マンガン（Ｍｎ）約０〜０．８重量％、残部アルミニウム（Ａｌ）および他の複数の不可避元素を含んでなるか、または実質的にそれらの元素からなる。好ましくは（０．９Ｍｇ−０．６）≦Ｃｕ≦（０．９Ｍｇ＋０．０５）である。

本発明のより好ましい合金組成は、Ｚｎ約６．５〜７．９重量％、Ｍｇ約１．４〜２．１０重量％、Ｃｕ約１．２〜１．８０重量％［その際、好ましくは（０．９Ｍｇ−０．５）≦Ｃｕ≦０．９Ｍｇ］、Ｚｒ約０〜０．５重量％、Ｓｃ約０〜０．７重量％、Ｃｒ約０〜０．４重量％、Ｈｆ約０〜０．３重量％、Ｔｉ約０〜０．４重量％、Ｍｎ約０〜０．８重量％、残部Ａｌおよび他の複数の不可避元素から実質的になる。

本発明のより好ましい合金組成は、Ｚｎ約６．５〜７．９重量％、Ｍｇ約１．４〜１．９５重量％、Ｃｕ約１．２〜１．７５重量％［その際、好ましくは（０．９Ｍｇ−０．５）≦Ｃｕ≦（０．９Ｍｇ−０．１）］、Ｚｒ約０〜０．５重量％、Ｓｃ約０〜０．７重量％、Ｃｒ約０〜０．４重量％、Ｈｆ約０〜０．３重量％、Ｔｉ約０〜０．４重量％、Ｍｎ約０〜０．８重量％、残部Ａｌおよび他の複数の不可避元素から実質的になる。

より好ましい実施態様では、Ｚｎ含有量の下限は、６．７％、より好ましくは６．９％である。

より好ましい実施態様では、Ｍｇ含有量の下限は、１．９０％、より好ましくは１．９２％である。このＭｇ含有量の下限は、合金製品をシート製品、例えば機体シート、に使用する場合、および厚いプレートから製造される部分に使用する場合に特に好ましい。

上記のアルミニウム合金は、不純物または不可避な、または意図的な添加物、例えば０．３％以下のＦｅ、好ましくは０．１４％以下のＦｅ、０．２％以下のケイ素（Ｓｉ）、好ましくは０．１２％以下のＳｉ、１％以下の銀（Ａｇ）、１％以下のゲルマニウム（Ｇｅ）、０．４％以下のバナジウム（Ｖ）を含むことができる。他の添加物は、アルミニウム協会で規定されているように、一般的に０．０５〜０．１５重量％であり、従って、各不可避不純物は＜０．０５％、不純物の合計は＜０．１５％である。

鉄およびケイ素の含有量は、極めて低く、例えばＦｅ約０．０８％以下、Ｓｉ約０．０７％以下に、抑えるべきである。いずれの場合も、僅かに高いレベルの両不純物、約０．１４％以下のＦｅおよび約０．１２％以下のＳｉ、も考えられるが、あまり好ましくない。特に、型プレートまたは工具プレートの実施態様には、さらに高いレベル、約０．３％以下のＦｅおよび約０．２％以下のＳｉ、が許容される。

分散質形成元素、例えばＺｒ、Ｓｃ、Ｈｆ、ＣｒおよびＭｎ、は、粒子構造および急冷感度を制御するために添加される。分散質形成剤の最適レベルは、処理によって異なるが、主要元素（Ｚｎ、ＣｕおよびＭｇ）の単一化学組成を好ましい範囲内で選択し、その化学組成をすべての関連する製品形態に使用する場合、Ｚｒレベルは好ましくは０．１１％未満である。

Ｚｒレベルに好ましい最大値は０．１５％である。Ｚｒレベルの好適な範囲は０．０４〜０．１５％である。より好ましいＺｒ添加の上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１１％以下である。

Ｓｃの添加は、好ましくは０．３％以下、好ましくは０．１８％以下である。Ｓｃと組み合わせる場合、特にＺｒとＳｃの比が０．７〜１．４である場合、Ｓｃ＋Ｚｒの合計は０．３％未満、好ましくは０．２％未満、より好ましくは最大０．１７％にすべきである。

単独で、または他の分散質形成剤と共に添加できる別の分散質形成剤はＣｒである。Ｃｒのレベルは好ましくは０．３％未満、より好ましくは最大０．２０％、さらに好ましくは０．１５％である。Ｚｒと組み合わせる場合、Ｚｒ＋Ｃｒの合計は０．２０％以下、好ましくは０．１７％以下にすべきである。

Ｓｃ＋Ｚｒ＋Ｃｒの好ましい合計は０．４％以下、より好ましくは０．２７％以下にすべきである。

Ｍｎも単独で、または他の分散質形成剤の１種と組み合せて添加することができる。Ｍｎ添加の好ましい最大値は０．４％である。Ｍｎ添加の好適な範囲は０．０５〜０．４０％、好ましくは０．０５〜０．３０％、さらに好ましくは０．１２〜０．３０％である。Ｍｎ添加の好ましい下限は０．１２％、より好ましくは０．１５％である。Ｚｒと組み合わせる場合、Ｍｎ＋Ｚｒの合計は、０．４％未満、好ましくは０．３２％未満であり、好適な最小値は０．１４％である。

本発明のアルミニウム合金製品の別の実施態様では、合金はＭｎを含まないが、これは実際的な意味で、Ｍｎ含有量が＜０．０２％、好ましくは＜０．０１％であることを意味し、より好ましくは合金はＭｎを実質的に含まないか、事実上含まない。「事実上含まない」および「実質的に含まない」とは、我々は、この合金化元素を目的があって組成物に添加したのではなく、不純物のため、および／または製造装置との接触により浸み出たため、痕跡量のこの元素が最終的な合金製品中に混入したことを意味する。

本発明の鍛造合金製品の特別な実施態様では、合金は、重量％で、
Ｚｎ７．２〜７．７、典型的には約７．４３
Ｍｇ１．７９〜１．９２、典型的には約１．８３
Ｃｕ１．４３〜１．５２、典型的には約１．４８
ＺｒまたはＣｒ０．０４〜０．１５、好ましくは０．０６〜０．１０、典型的には０．０８
Ｍｎ所望により０．０５〜０．１９、好ましくは０．０９〜０．１９、または別の実施態様では＜０．０２、好ましくは＜０．０１
Ｓｉ＜０．０７、典型的には約０．０４
Ｆｅ＜０．０８、典型的には約０．０５
Ｔｉ＜０．０５、典型的には約０．０１
残部アルミニウムおよび各＜０．０５、合計＜０．１５の複数の不可避不純物
から実質的になる。

本発明の鍛造合金製品の特別な実施態様では、合金は、重量％で、
Ｚｎ７．２〜７．７、典型的には約７．４３
Ｍｇ１．９０〜１．９７、好ましくは１．９２〜１．９７、典型的には約１．９４
Ｃｕ１．４３〜１．５２、典型的には約１．４８
ＺｒまたはＣｒ０．０４〜０．１５、好ましくは０．０６〜０．１０、典型的には０．０８
Ｍｎ所望により０．０５〜０．１９、好ましくは０．０９〜０．１９、または別の実施態様では＜０．０２、好ましくは＜０．０１
Ｓｉ＜０．０７、典型的には約０．０５
Ｆｅ＜０．０８、典型的には約０．０６
Ｔｉ＜０．０５、典型的には約０．０１
残部アルミニウムおよび各＜０．０５、合計＜０．１５の複数の不可避不純物
から実質的になる。

本発明の合金製品は、従来の融解により製造することができ、インゴット形態に鋳造（直接冷却ＤＣ）することができる。結晶粒微細化剤、例えばホウ化チタンまたは炭化チタン、も使用することができる。表皮を剥ぎ取り、可能な均質化の後、インゴットを、例えば１工程以上で押出または鍛造または熱間圧延によりさらに加工する。この加工の途中で中間焼きなましを行うことができる。冷間圧延または伸長により、さらに冷間加工することができる。製品を溶体化熱処理し、冷水中に浸漬または冷水噴霧により急冷または９５℃未満の温度に急速冷却する。製品は、例えば圧延または伸長により、例えば８％まで、さらに加工するか、または例えば約１〜３％から約８％まで伸長または圧縮することにより応力除去する、および／または最終または中間的焼戻しに時効処理することができる。製品は、最終時効処理の前または後に、あるいは溶体化熱処理の前にでも、最終または中間的構造に成形または機械加工することができる。

発明の具体的説明

商業的航空機の設計には、異なった種類の構造的部品に異なった組合せの特性が必要である。ある合金が、様々な製品形態（すなわち、シート、プレート、厚いプレート、鍛造した、または押し出した輪郭、等）に加工され、耐用寿命中に様々な負荷の連続にさらされる広範囲な構造的部品に使用され、その結果、これらのすべての製品形態に対する様々な材料の必要条件に適合するには、無類の万能性を有していなければならない。

機体シート製品にとって重要な材料特性は、引張負荷の下で損傷に耐えられる特性（すなわちＦＣＧＲ、破壊靱性および耐食性）である。

高容量および商業的ジェット航空機における下側翼外板にとって重要な材料特性は、機体シート製品の特性と類似しているが、航空機製造業者は、典型的にはより高い引張強度を望んでいる。疲労寿命も主要な材料特性になっている。

航空機は低温の高い高度を飛行するので、マイナス６５°Ｆにおける破壊靱性が、商業的航空機の新しい設計で重要である。その他の望ましい特徴としては、材料を人工的時効処理の際に成形できる時効成形性、ならびに応力腐食割れ耐性および剥離腐食耐性の区域における良好な腐食性能がある。

上側翼外板製品に重要な材料特性は、圧縮負荷下での特性、すなわち圧縮降伏強度、疲労寿命および耐食性である。

厚いプレートから機械加工した部品に重要な材料特性は、機械加工した部品によって異なる。しかし、一般的に、厚さを通した材料特性の勾配は非常に小さい必要があり、強度、破壊靱性、疲労および耐食性のような材料特性は、高レベルになければならない。

本発明は、様々な製品、例えばシート、プレート、厚いプレート、等（ただし、これらに限定するものではない）に加工した時に、所望の材料特性に適合するか、またはそれを超える合金組成を目的としている。この製品の特性バランスは、今日商業的に使用されている合金から製造された製品の特性バランスより優れている。

非常に驚くべきことに、これまで調査されていないＡＡ７０００範囲内の化学組成範囲が、この独特の能力を十分に発揮することが分かった。

本発明は、Ｃｕ、ＭｇおよびＺｎレベルと組み合わせた分散質形成剤（例えばＺｒ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｍｎ）の様々なレベルおよび種類の、加工の際に形成される相に対する影響を研究することから得られた。これらの合金の幾つかをシートおよびプレートに加工し、引張、Kahn-引裂き靱性および耐食性に関して試験した。これらの結果を解明することにより、化学組成が特定の範囲内にあるアルミニウム合金は、シートでも、プレートでも、厚いプレートでも、押出製品でも、鍛造製品も、優れた特性を示すことが分かる。

本発明の別の態様では、本発明のアルミニウム合金製品の製造方法を提供する。高強度、高靱性の、良好な耐食性を有するＡＡ７０００シリーズ合金製品の製造方法は、
ａ）本説明で記載した組成を有するインゴットを鋳造する工程、
ｂ）鋳造後、該インゴットを均質化および／または予備加熱する工程、
ｃ）圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一種以上の方法により、該インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
ｄ）所望により該予備加工製品を再加熱する工程、
ｅ）熱間加工および／または冷間加工を行い、所望の加工品形態にする工程、
ｆ）該形成された加工品を、該合金中の実質的にすべての可溶性構成成分を固溶体にするのに十分な温度および時間で、溶体化熱処理（ＳＨＴ）する工程、
ｇ）該溶体化熱処理した加工品を、水または他の急冷媒体で、噴霧急冷または浸漬急冷の一方により急冷する工程、
ｈ）所望により、該急冷した加工品を伸長または圧縮、または他の様式で冷間加工、例えばシート製品の矯正、を行い応力を除去する工程、
ｉ）該急冷し、所望により伸長または圧縮した加工品を人工的に時効処理し、所望の焼戻し、例えばＴ６、Ｔ７４、Ｔ７６、Ｔ７５１、Ｔ７４５１、Ｔ７６５１、Ｔ７７およびＴ７９からなる群から選択された焼戻しを達成する工程
を含んでなる。

本発明の合金製品は、従来の様式で融解により製造し、インゴットまたは他の好適な鋳造形態に直接冷却（Ｄ．Ｃ．）鋳造することができる。均質化処理は、典型的には一工程または各工程が好ましくは４６０〜４９０℃の温度にある多工程で行う。予備加熱では、圧延インゴットを、典型的には４００〜４６０℃の温度範囲内にあるホットミル入口温度に加熱する。合金製品の熱間加工は、圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一種以上の方法により行う。本合金には、熱間圧延が好ましい。溶体化熱処理は、典型的には均質化に使用する温度と同じ温度で行うが、浸漬時間は幾分短く選択することができる。

本発明の方法の一実施態様では、人工的時効処理工程ｉ）が、１０５℃〜１３５℃の範囲内にある温度で好ましくは２〜２０時間行う第一時効処理工程、および１３５℃〜２１０℃の範囲内にある温度で好ましくは４〜２０時間行う第二時効処理工程を含んでなる。別の実施態様では、第三時効処理工程を、１０５℃〜１３５℃の範囲内にある温度で好ましくは２０〜３０時間行うことができる。

驚くべきことに、どのような厚さを製造する場合でも、優れた特性バランスが得られている。１．５インチ以下のシート厚さでは、特性は機体シートに優れており、好ましくは厚さは１インチ以下である。０．７〜３インチの薄いプレート厚範囲では、この特性は翼プレート、例えば下側翼プレート、に優れている。薄いプレート厚範囲は、ストリンガーにも、あるいは航空機翼構造で使用する一体的な翼パネルとストリンガーの形成にも使用できる。より高い温度で時効処理した(More peak-aged)材料は優れた上側翼プレートを耐え、僅かに過剰の時効処理は、下側翼プレートに優れた特性を与える。２．５インチを超え、約１１インチ以上までの厚いゲージに加工する場合、プレートから機械加工される、または航空機翼構造に使用する一体的なけたを形成するための、あるいは航空機翼構造に使用するリブの形態にある、一体的な部品を得るのに優れた特性が得られる。より厚いゲージの製品は、工具プレートまたは型プレート、例えば成形プラスチック製品を、例えばダイキャスティングまたは射出成形により製造するための型、としても使用できる。厚さ範囲を上に記載する場合、当業者には直ちに明らかな様に、これは、そのようなシート、薄いプレートまたは厚いプレートから製造された合金製品における最も厚い断面地点の厚さである。本発明の合金製品は、航空機構造に使用する段付き押出または押し出されたけたの形態で、あるいは航空機翼構造で使用する鍛造されたけたの形態で提供することもできる。驚くべきことに、優れた特性を有するこれらの製品はすべて、単一の化学組成を有する一種類の合金から得ることができる。

構造部品、例えばリブ、を厚さ２．５インチ以上の本発明の合金製品から製造する実施態様では、該部品はＡＡ７０５０アルミニウム合金製品と比較して伸長が増加していた。特に、ＳＴ試験方向における伸長（またはＡ５０）が５％以上、最良の結果では５．５％以上である。

さらに、構造部品を厚さ２．５インチ以上の本発明の合金製品から製造する実施態様では、該部品は、Ｌ−Ｔ試験方向における破壊靱性Kappが、室温で、ＡＳＴＭＥ５６１により１６インチの中央に亀裂の入ったパネル（Ｍ（Ｔ）またはＣＣ（Ｔ））を使用してＳ／４で測定した時、そのＡＡ７０５０アルミニウム合金製品と比較して少なくとも２０％の改良、最良の例では２５％以上の改良を示す。

合金製品を押し出した実施態様では、好ましくは合金製品を、最も厚い断面地点で１０ｍｍまで、好ましくは１〜７ｍｍの厚さを有する輪郭に押し出した。しかし、押し出した形態では、合金製品は、従来は高速機械加工または切削技術により成形構造部品に機械加工している厚いプレート材料を置き換えることもできる。この実施態様では、押し出された合金製品は、好ましくはその最も厚い断面地点で２〜６インチの厚さを有する。

図１は、本発明の合金に関するＭｇおよびＣｕの範囲を、従属請求項２〜４に記載する好ましい実施態様で図式的に示す。これらの範囲は、六角形ボックスの角点Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦを使用することにより識別することもできる。好ましい範囲はＡ’〜Ｆ’により、より好ましい範囲はＡ”〜Ｆ”により示される。これらの座標は表１に示す。図１では、以下に例で記載するように本発明の合金組成も個別の点として示す。

表１
本発明の合金製品の好ましい範囲に関するＣｕ−Ｍｇ範囲の角点に対する座標（重量％）

角点（Ｍｇ、Ｃｕ）角点（Ｍｇ、Ｃｕ）角点（Ｍｇ、Ｃｕ）
広い範囲好ましいより好ましい
範囲範囲
Ａ 1.20、1.00 Ａ’ 1.40、1.10 Ａ” 1.40、1.10
Ｂ 1.20、1.13 Ｂ’ 1.40、1.26 Ｂ” 1.40、1.16
Ｃ 2.05、1.90 Ｃ’ 2.05、1.80 Ｃ” 2.05、1.75
Ｄ 2.20、1.90 Ｄ’ 2.10、1.80 Ｄ” 2.10、1.75
Ｅ 2.20、1.40 Ｅ’ 2.10、1.40 Ｅ” 2.10、1.40
Ｆ 1.77、1.00 Ｆ’ 1.78、1.10 Ｆ” 1.87、1.10

例１
本発明の原理を立証するために、実験室規模で合金を鋳造し、４．０ｍｍシートまたは３０ｍｍプレートに加工した。合金の組成は、表２に示すが、すべてのインゴットで、Ｆｅ＜０．０６、Ｓｉ＜０．０４、Ｔｉ０．０１、残りがアルミニウムである。約８０ｘ８０ｘ１００ｍｍ（高さｘ幅ｘ長さ）の圧延ブロックを約１２ｋｇの丸い実験室鋳造インゴットから切り出した。これらのインゴットを４６０±５℃で約１２時間、続いて４７５±５℃で約２４時間均質化し、続いて徐々にに空気冷却させ、工業的均質化工程を模擬した。これらの圧延インゴットを４１０±５℃で約６時間予備加熱した。約４０〜５０ｍｍの中間厚さで、これらのブロックを４１０±５℃で再加熱した。幾つかのブロックを最終ゲージ３０ｍｍに熱間圧延し、他を最終ゲージ４．０ｍｍに熱間圧延した。熱間圧延工程全体にわたって、工業規模の熱間圧延を模擬するように注意した。熱間圧延した製品を溶体化熱処理し、急冷した。大部分を水中急冷したが、一部は油中で急冷し、６インチ厚プレートの半分および四分の一厚急冷を模擬した。これらの製品を約１．５％冷間伸長し、残留応力を除去した。合金の時効処理挙動を試験した。最終製品を、ピーク近くまで時効処理した強度（例えばＴ７６またはＴ７７）に過時効処理した。

引張特性は、ＥＮ１０．００２に準じて試験した。４ｍｍ厚シートから得た引張試料は、平らな、厚さ４ｍｍのＥＵＲＯ−ＮＯＲＭ試料であった。３０ｍｍプレートから得た引張試料は、中間厚さから採取した丸い引張試料であった。表１の引張試験結果は、Ｌ−方向から得た。Kahn-引裂き靱性は、ＡＳＴＭＢ８７１−９６により試験する。表２に示す結果の試験方向は、Ｔ−Ｌ方向である。いわゆる切欠き靱性は、Kahn-引裂き試験により得た引裂き強度を、引張降伏強度で割る(「ＴＳ／Ｒｐ」)ことにより得られる。このKahn-引裂き試験から得られる典型的な結果は、この分野で真の破壊靱性に関する良好な指針として知られている。やはりKahn-引裂き試験により得られる単位伝播エネルギー(「ＵＰＥ」)は、亀裂成長に必要なエネルギーである。ＵＰＥが高い程、亀裂が成長し難いと考えられており、これは材料に望ましい特徴である。

良好な腐食性能を確保するには、剥離腐食耐性(「ＥＸＣＯ」)が、ＡＳＴＭＧ３４−９７で測定した時に、少なくとも「ＥＡ」であるか、またはそれより優れていなければならない。粒界腐食(「ＩＧＣ」)は、ＭＩＬ−Ｈ−６０８８により測定した時に、存在しないのが好ましい。ある程度の点食は許容されるが、やはり存在しないのが好ましい。

様々な製品に好適な、有望な合金候補を得るために、実験室規模で下記の必要条件、すなわち少なくとも５１０ＭＰａの引張降伏強度、少なくとも５６０ＭＰａの究極強度、少なくとも１．５の切欠き靱性、および少なくとも２００ｋＪ／ｍ^２のＵＰＥ、を満たす必要があった。様々な合金と幾つかの処理との関係に関する結果も表２に示す。

これらのすべての望ましい材料特性に適合するには、合金の化学組成を慎重に釣り合わせる必要がある。これらの結果により、Ｃｕ、ＭｇおよびＺｎ含有量の値が高過ぎる場合、靱性および耐食性に有害であることが分かった。それに対して、低過ぎる値は、高強度レベルに有害であることが分かった。

表２

試料本発明の厚さ焼戻しＭｇＣｕＺｎＺｒその他
番号合金 (mm) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%)
（正／否）
1 正 30 T77 1.84 1.47 7.4 0.10 -
2 正 30 T76 1.66 1.27 8.1 0.09 -
3 正 4 T76 2.00 1.54 6.8 0.11 -
4 否 4 T76 2.00 1.52 5.6 0.01 0.16Cr
5 否 4 T76 2.00 1.53 5.6 0.06 0.08Cr
6 正 4 T76 1.82 1.68 7.4 0.10 -
7 正 30 T76 2.09 1.30 8.2 0.09 -
8 正 4 T77 2.20 1.70 8.7 0.11 -
9 正 4 T77 1.81 1.69 8.7 0.10 -
10 否 4 T76 2.10 1.54 5.6 0.07 -
11 否 4 T76 2.20 1.90 6.7 0.10 -
12 否 4 T76 1.98 1.90 6.8 0.09 -
13 否 4 T77 2.10 2.10 8.6 0.10 -
14 否 4 T77 2.50 1.70 8.7 0.10 -
15 否 4 T77 1.70 2.10 8.6 0.12 -
16 否 4 T77 1.70 2.40 8.6 0.11 -
17 否 4 T76 2.40 1.54 5.6 0.01 -
18 否 4 T76 2.30 1.54 5.6 0.07 -
19 否 4 T76 2.30 1.52 5.5 0.14 -
20 正 4 T76 2.19 1.54 6.7 0.11 0.16Mn
21 否 4 T76 2.12 1.51 5.6 0.12 -

表２続き

試料本発明のＲｐＲｍＵＰＥＴｓ／Ｒｐ
番号合金 (MPa) (MPa) (kJ/m^２)
（正／否）
1 正 587 627 312 1.53
2 正 530 556 259 1.76
3 正 517 563 297 1.62
4 否 473 528 232 1.45
5 否 464 529 212 1.59
6 正 594 617 224 1.44
7 正 562 590 304 1.64
8 正 614 626 115 1.38
9 正 574 594 200 1.47
10 否 490 535 245 1.53
11 否 563 608 - 1.07
12 否 559 592 - 1.32
13 否 623 639 159 1.31
14 否 627 643 117 1.33
15 否 584 605 139 1.44
16 否 598 619 151 1.42
17 否 476 530 64 1.42
18 否 488 542 52 1.54
19 否 496 543 155 1.66
20 正 521 571 241 1.65
21 否 471 516 178 1.42

しかし、非常に驚くべきことに、Ｚｎレベルが高い程、靱性および亀裂成長耐性が増加している。従って、高レベルのＺｎを使用し、これを低レベルのＭｇおよびＣｕと組み合わせるのが好ましい。Ｚｎ含有量は６．５％未満にすべきではなく、好ましくは６．７％以上、より好ましくは６．９％以上にすべきである。

妥当な強度レベルを得るには、Ｍｇが必要である。Ｍｇ／Ｚｎ比約０．２７以下が、最良の強度−靱性の組合せを与えると思われる。しかし、Ｍｇレベルは、２．２％を超えるべきではなく、好ましくは２．１％を超えるべきではなく、より好ましくは１．９７％を超えるべきではなく、さらに１．９５％がより好ましい。この上限は、従来のＡＡ範囲または現在使用されている商業的航空宇宙合金、例えばＡＡ７０５０、ＡＡ７０１０およびＡＡ７０７５の範囲より低い。

望ましい非常に高い亀裂成長耐性（またはＵＰＥ）を得るには、Ｍｇレベルは慎重に釣り合わせる必要があり、Ｃｕレベルと同じオーダーまたは僅かに高くすべきであり、好ましくは（０．９ｘＭｇ−０．６）≦Ｃｕ≦（０．９ｘＭｇ＋０．０５）にすべきである。Ｃｕ含有量は、高過ぎてはならない。Ｃｕ含有量は、１．９％を超えるべきではなく、好ましくは１．８０％を超えるべきではなく、より好ましくは１．７５％を超えるべきではない。

ＡＡ７ｘｘｘシリーズ合金に使用される分散質形成剤は、典型的には、例えばＡＡ７ｘ７５におけるようにＣｒ、または例えばＡＡ７ｘ５０およびＡＡ７ｘ１０におけるようにＺｒである。従来、Ｍｎは靱性に有害であると考えられているが、非常に驚くべきことに、ＭｎとＺｒの組合せは非常に良好な強度−靱性バランスを示している。

例２
工業的規模の厚さ４４０ｍｍ全サイズ圧延インゴットのバッチを、ＤＣ鋳造により、化学組成（重量％で）Ｚｎ７．４３％Ｍｇ１．８３％、Ｃｕ１．４８％、Ｚｒ０．０８％、Ｓｉ０．０２％およびＦｅ０．０４％、残りがアルミニウムおよび不可避不純物で製造した。これらのインゴットの一つを皮剥し、１２時間／４７０℃＋２４時間／４７５℃で均質化し、周囲温度に空気冷却した。このインゴットを８時間／４１０℃で予備加熱し、次いで約６５ｍｍに熱間圧延した。次いで圧延ブロックを９０度回転させ、約１０ｍｍにさらに熱間圧延した。最後に、圧延ブロックを５．０ｍｍゲージに冷間圧延した。得られたシートを４７５℃で約４０分間溶体化熱処理し、次いで水を噴霧して急冷した。得られたシートを、約１．８％の冷間伸長操作により応力除去した。２種類の時効処理変形、すなわち変形Ａ：５時間／１２０℃＋９時間／１５５℃、および変形Ｂ：５時間／１２０℃＋９時間／１６５℃、を行った。

引張結果は、ＥＮ１０．００２により測定した。圧縮降伏強度(「ＣＹＳ」)は、ＡＳＴＭＥ９−８９ａにより測定した。せん断強度は、ＡＳＴＭＢ８３１−９３により測定した。破壊靱性、Kappは、ＡＳＴＭＥ５６１−９８により、１６インチ幅の中央亀裂パネル［Ｍ（Ｔ）またはＣＣ（Ｔ）］に対して測定した。Kappは、室温（ＲＴ）および−６５°Ｆで測定した。基準材料として、損傷耐性が高(「ＨＤＴ」)ＡＡ２ｘ２４−Ｔ３５１も試験した。結果を表３に示す。

剥離腐食耐性は、ＡＳＴＭＧ３４−９７により測定した。両変形ＡおよびＢ共、ＥＡ等級を示した。

ＭＩＬ−Ｈ−６０８８により測定した粒界腐食は、変形Ａに対して約７０μｍであり、変形Ｂに対して約４５μｍであった。両方共、基準ＡＡ２ｘ２４−Ｔ３５１に対して測定した典型的な２００μｍよりはるかに低い。

表３から、本発明の合金は大きく改良されていることが分かる。同等の、あるいはさらに高い破壊靱性レベルで、強度が大きく増加している。また、本発明の合金は、マイナス６５°Ｆの低温で、現在標準的な高損傷耐性機体合金ＡＡ２ｘ２４−Ｔ３５１より優れている。本発明の合金の耐食性が、ＡＡ２ｘ２４−Ｔ３５１よりはるかに優れていることにも注意する。

疲労亀裂成長速度(「ＦＣＧＲ」)は、ＡＳＴＭＥ６４７−９９により、Ｒ−比が０．１である４インチ幅の圧縮張力パネル［Ｃ（Ｔ）］に対して測定した。表３で、本発明の合金のΔＫ＝２７．５ｋｓｉ．ｉｎ^０．５（＝約３０ＭＰａ．ｍ^０．５）の応力範囲で１サイクルあたりのｄａ／ｄｎを基準高損傷耐性ＡＡ２ｘ２４−Ｔ３５１と比較した。

表４に示す結果から、本発明の合金の亀裂成長は、高損傷耐性ＡＡ２ｘ２４−Ｔ３５１のそれより優れていることは明らかである。

表４
応力範囲デルタＫ＝２７．５ｋｓｉｉｎ^０．５における１サイクルあたりの亀裂成長

ＩＮＶ変形ＡＬ−Ｔ９６％
ＩＮＶ変形ＡＴ−Ｌ８４％
ＩＮＶ変形ＢＬ−Ｔ７３％
ＩＮＶ変形ＢＴ−Ｌ７４％
ＨＤＴ−２ｘ２４Ｔ３５１Ｌ−Ｔ１００％

例３
例２で得たＤＣ鋳造バッチから採取した別の全サイズインゴットを厚さ６インチのプレートに製造した。このインゴットも皮剥し、１２時間／４７０℃＋２４時間／４７５℃＋周囲温度に冷却して均質化した。このインゴットを８時間／４１０℃で予備加熱し、次いで約１５２ｍｍに熱間圧延した。得られた熱間圧延したプレートを４７５℃で約７時間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。これらのプレートを、約２．０％冷間伸長操作することにより、応力除去した。幾つかの異なった２工程時効処理を行った。

引張結果は、ＥＮ１０．００２により測定した。試料は、Ｔ／４位置から採取した。平面ひずみ破壊靱性Ｋｑは、ＡＳＴＭＥ３９９−９０により測定した。ＡＳＴＭＥ３９９−９０に記載されている有効性必要条件に適合すれば、これらのＫｑ値は実際の材料特性であり、Ｋ_１Ｃと呼ばれる。Ｋ_１Ｃは、周囲室温(「ＲＴ」)で測定した。剥離腐食耐性は、ＡＳＴＭＧ３４−９７により測定した。これらの結果を表５に示す。表５に示す時効処理変形はすべて「ＥＡ」等級を示した。

図２ａで、ここに参考として含めるＵＳ−２００２／０１５０４９８−Ａ１、表２に記載されている結果との比較を示す。この米国特許出願では、類似製品の例（例１）が記載されているが、化学組成が異なっており、急冷感度を最適化するためと云われている。本発明の合金で我々は、この米国特許出願と類似の引張対靱性のバランスを得ている。しかし、本発明の合金は、ＥＸＣＯ耐性が少なくともより優れている。

さらに、本発明の合金の伸長は、ＵＳ−２００２／０１５０４９８−Ａ１、表２に開示されている伸長より優れている。本発明の合金の全体的な特性バランスは、厚さ６インチのプレートに加工した時に、ＵＳ−２００２／０１５０４９８−Ａ１に開示されている特性バランスよりも優れている。表２に、厚いゲージ７５〜２２０ｍｍのデータも、ＡＡ７０５０／７０１０合金（ＡＩＭＳ０３−０２−０２２、２００１年１２月参照）、ＡＡ７０５０／７０４０合金（ＡＩＭＳ０３−０２−０１９、２００１年９月参照）、およびＡＡ７０８５合金（ＡＩＭＳ０３−０２−０２５、２００２年９月参照）に関して示す。

表５

時効処理 L-TYS L-UTS L-A50 L-t K1C EXCO
(MPa) (MPa) (%) (MPa.m ^0.5 )
5時間/120℃+11時間/165℃ 453 497 9.9 - EA
5時間/120℃+13時間/165℃ 444 492 12.5 44.4 EA
5時間/120℃+15時間/165℃ 434 485 13.0 45.0 EA
5時間/120℃+12時間/160℃ 494 523 10.5 39.1 EA
5時間/120℃+14時間/160℃ 479 213 8.3 - EA

例４
例２で得たＤＣ鋳造バッチから採取した別の全規模インゴットをそれぞれ厚さ６３．５ｍｍおよび３０ｍｍのプレートに製造した。鋳造インゴットを皮剥し、１２時間／４７０℃＋２４時間／４７５℃＋周囲温度に冷却して均質化した。このインゴットを８時間／４１０℃で予備加熱し、次いでそれぞれ６３．５および３０ｍｍに熱間圧延した。得られた熱間圧延したプレートを４７５℃で約２〜４時間溶体化熱処理（ＳＨＴ）し、続いて水噴霧により急冷した。これらのプレートを、６３．５および３０ｍｍプレートに対してそれぞれ１．７％および２．１％冷間伸長操作することにより、応力除去した。幾つかの異なった２工程時効処理を行った。

引張結果は、ＥＮ１０．００２により測定した。平面ひずみ破壊靱性Ｋｑは、ＡＳＴＭＥ３９９−９０によりＣＴ−試料に対して測定した。ＡＳＴＭＥ３９９−９０に記載されている有効性必要条件に適合すれば、これらのＫｑ値は実際の材料特性であり、Ｋ_１Ｃと呼ばれる。Ｋ_１Ｃは、周囲室温(「ＲＴ」)で測定した。ＥＸＣＯ剥離腐食耐性は、ＡＳＴＭＧ３４−９７により測定した。これらの結果を表６に示す。表６に示す時効処理変形はすべて「ＥＡ」等級を示した。

表６

表７に、現状技術水準の商業的上側翼合金の値を示すが、その材料の供給者による典型的なデータである（合金７１５０−Ｔ７７５１プレート＆７１５０−Ｔ７７５１１押出物、Alcoa Mill products, Inc., ACRP-069-B）。

表７
ＡＡ７１５０−Ｔ７７およびＡＡ７０５５−Ｔ７７（両方共２５ｍｍのプレート）に関するALCOA技術シートから得た典型的な値

図３に、本発明の合金とＡＡ７１５０−Ｔ７７およびＡＡ７０５５−Ｔ７７の比較を示す。図３から、本発明の合金の引張対靱性バランスは、市販のＡＡ７１５０−Ｔ７７およびＡＡ７０５５−Ｔ７７より優れていることが明らかである。

例５
例２で得たＤＣ鋳造バッチから採取した別の全規模インゴット（以下、例５で「合金Ａ」）を厚さ２０ｍｍのプレートに製造した。また、化学組成（重量％で）Ｚｎ７．３９％、Ｍｇ１．６６％、Ｃｕ１．５９％、Ｚｒ０．０８％、Ｓｉ０．０３％およびＦｅ０．０４％、残りがアルミニウムおよび不可避不純物である別の鋳造物を製造した（以下、この例では「合金Ｂ」と呼ぶ）。これらのインゴットを皮剥し、１２時間／４７０℃＋２４時間／４７５℃＋周囲温度に冷却して均質化した。その後の加工には、３種類の異なった経路を使用した。
経路１合金ＡおよびＢのインゴットを６時間／４２０℃で予備加熱し、次いで約２０ｍｍに熱間圧延した。
経路２合金Ａのインゴットを６時間／４６０℃で予備加熱し、次いで約２０ｍｍに熱間圧延した。
経路３合金Ｂのインゴットを６時間／４２０℃で予備加熱し、次いで約２４ｍｍに熱間圧延し、続いてこれらのプレートを２０ｍｍに冷間圧延した。

このように、４種類の変形を製造し、Ａ１、Ａ２、Ｂ１およびＢ３と呼ぶ。得られたプレートを４７５℃で約２〜４時間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。これらのプレートを、約２．１％冷間伸長操作することにより、応力除去した。幾つかの異なった２工程時効処理を行ったが、その際、例えば「１２０−５／１５０−１０」は１２０℃で５時間、続いて１５０℃で１０時間を意味する。

引張結果は、ＥＮ１０．００２により測定した。平面ひずみ破壊靱性Ｋｑは、ＡＳＴＭＥ３９９−９０によりＣＴ−試料に対して測定した。ＡＳＴＭＥ３９９−９０に記載されている有効性必要条件に適合すれば、これらのＫｑ値は実際の材料特性であり、Ｋ_１ＣまたはＫＩＣと呼ばれる。この例における破壊靱性測定のほとんどは、試料厚に関する有効性基準に適合しなかったことに注意する。報告されたＫｑ値は、Ｋ_１Ｃに対して控えめである、つまり、報告されたＫｑ値は、ＡＳＴＭＥ３９９−９０の試料サイズに関連する有効性の基準に適合する場合、標準的なＫ_１Ｃ値よりも事実上低い。剥離腐食耐性は、ＡＳＴＭＧ３４−９７により測定した。これらの結果を表８に示す。表８に示す時効処理変形はすべてＥＸＣＯ耐性に対する「ＥＡ」等級を示した。

表８の結果を図４に図式的に示す。図４で、データを通して線を当てはめ、Ａ１、Ａ２、Ｂ１およびＢ３間の差を印象付けるために、データを通して線を当てはめた。そのグラフから、合金ＡおよびＢは、Ａ１およびＢ１を比較した時、類似の強度対靱性挙動を示すことが明らかである。最良の強度対靱性は、Ｂ３（すなわち最終厚さに冷間圧延）により、またはＡ２（すなわちより高い温度で予備加熱）により、得られた。また、表８の結果は、表７に示したＡＡ７１５０−Ｔ７７およびＡＡ７０５５−Ｔ７７よりも大幅に優れた強度対靱性バランスを示していることにも注意する。

表８

例６
工業的規模で、２種類の合金を、ＤＣ鋳造により、厚さ４４０ｍｍで鋳造し、４ｍｍのシート製品に加工した。合金組成を表９に示すが、合金Ｂは、合金製品がシート製品の形態にある、本発明の好ましい実施態様による合金組成を代表する。

インゴットを皮剥し、１２時間／４７０℃＋２４時間／４７５℃均質化し、次いで中間ゲージ６５ｍｍに熱間圧延し、最後に約９ｍｍに熱間圧延した。最後に、この熱間圧延した中間製品をゲージ４ｍｍに冷間圧延した。得られたシート製品を４７５℃で約２０分間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。得られたシートを、約２％冷間伸長操作することにより、応力除去した。その後、伸長したシートを５時間／１２０℃＋８時間／１６５℃の時効処理を行った。機械的特性を例１と同様に試験し、結果を表１０に示す。

この全規模試験の結果は、Ｍｎを限定された範囲で積極的に添加することにより、シート製品の靱性（ＵＰＥおよびＴｓ／Ｒｐの両方）が大幅に改良され、非常に良好で望ましい強度−靱性バランスが得られる、という例１の結果が確認している。

表９
試験した合金の化学組成、残りは不純物およびアルミニウムである。

合金ＳｉＦｅＣｕＭｎＭｇＺｎＴｉＺｒ
Ａ 0.03 0.08 1.61 - 1.86 7.4 0.03 0.08
Ｂ 0.03 0.06 1.59 0.07 1.96 7.36 0.03 0.09

２試験方向で試験した合金製品の機械的特性

例７
工業的規模で、２種類の合金を、ＤＣ鋳造により、厚さ４４０ｍｍで鋳造し、厚さ１５２ｍｍのプレート製品に加工した。合金組成を表１１に示すが、合金Ｃは、ＡＡ７０５０シリーズ範囲内に入る典型的な合金を表し、合金Ｄは、合金製品がプレート、例えば厚いプレート、の形態にある、本発明の好ましい実施態様による合金組成を代表する。

インゴットを皮剥し、１２時間／４７０℃＋２４時間／４７５℃の２工程サイクルで均質化し、周囲温度に空気冷却した。インゴットを８時間／４１０℃で予備加熱し、次いで最終ゲージに熱間圧延した。得られたプレート製品を４７５℃で約６時間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。得られたプレートを、約２％冷間伸長操作することにより、伸長した。伸長したプレートを第一の５時間／１２０℃に続く１２時間／１６５℃の２工程時効処理を使用して時効処理した。機械的特性を、例３と同様に、３試験方向で試験し、結果を表１２および１３に示す。試料は、Ｌ−およびＬＴ−試験方向用にプレートからＳ／４位置で、ＳＴ−試験方向用にＳ／２位置で採取した。Kappは、幅１６０ｍｍの中央に亀裂が入った、切削後の厚さが６．３ｍｍのパネルを使用し、Ｓ／２およびＳ／４位置でＬ−Ｔ方向で測定した。これらのKapp測定は、ＡＳＴＭＥ５６１により室温で行った。ＳＣＣに関する「ｏｋ」の記号は、１８０ＭＰａ／４５日で損傷が起こらなかったことを意味する。

表１２および１３の結果から、本発明の合金は、ＡＡ７０５０と比較して、同等の腐食性能を有し、強度（降伏強度および引張強度）はＡＡ７０５０と同等であるか、または特にＳＴ方向でそれより僅かに優れていることが分かる。しかし、より重要なことは、本発明の合金が、ＳＴ−方向の伸長（またはＡ５０）で著しく優れた結果を示したことである。伸長（またはＡ５０）、特にＳＴ−方向における伸長、は、航空機翼構造に使用するための、特にリブの重要なエンジニアリングパラメータである。本発明の合金製品は、破壊靱性（Ｋ_ＩＣおよびKappの両方）における重大な改良をさらに示している。

表１１
試験した合金の化学組成、残りは不純物およびアルミニウムである。

合金ＳｉＦｅＣｕＭｎＭｇＺｎＴｉＺｒ
Ｃ 0.02 0.04 2.14 - 2.04 6.12 0.02 0.09
Ｄ 0.03 0.05 1.58 0.07 1.96 7.35 0.03 0.09

表１２
３試験方向に対するプレート製品の引張試験結果

合金 TYS TYS TYS UTS UTS UTS 伸長伸長伸長
(MPa) (MPa) (MPa) (MPa) (MPa) (MPa) (%) (%) (%)
L LT ST L LT ST L LT ST
Ｃ 483 472 440 528 537 513 9.0 7.3 3.3
Ｄ 496 486 460 531 542 526 9.2 8.0 5.8

表１３
試験したプレート製品の他の特性

合金 L-T KIC T-L KIC S-L KIC L-T Kapp EXCO SCC
(MPa.m ^0.5 ) (MPa.m ^0.5 ) (MPa.m ^0.5 ) (MPa.m ^0.5 )
Ｃ 27.8 26.3 26.2 45.8(s/4) 52(s/2) EA ok
Ｄ 30.3 29.4 29.1 62.6(s/4) 78.1(s/2) EA ok

例８
工業的規模で、２種類の合金を、ＤＣ鋳造により、厚さ４４０ｍｍで鋳造し、厚さ６３．５ｍｍのプレート製品に加工した。合金組成を表１４に示すが、合金Ｆは、合金製品が翼用のプレートの形態にある、本発明の好ましい実施態様による合金組成を代表する。

インゴットを皮剥し、１２時間／４７０℃＋２４時間／４７５℃の２工程サイクルで均質化し、周囲温度に空気冷却した。インゴットを８時間／４１０℃で予備加熱し、次いで最終ゲージに熱間圧延した。得られたプレート製品を４７５℃で約４時間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。得られたプレートを、約２％冷間伸長操作することにより、伸長した。伸長したプレートを第一の５時間／１２０℃に続く１０時間／１５５℃の２工程時効処理を使用して時効処理した。

機械的特性を、例３と同様に、３試験方向で試験し、結果を表１５に示す。試料は、Ｔ／２位置から採取した。両合金共、ＥＸＣＯ試験結果が「ＥＢ」であった。

表１５の結果から、Ｍｎを積極的に添加することにより、引張特性が増加することが分かる。しかし、最も重要なことは、特性、特にＳＴ方向における伸長（またはＡ５０）が著しく改良されることである。ＳＴ方向における伸長（またはＡ５０）は、航空機の構造部品、例えば翼プレート材料、の重要なエンジニアリングパラメータである。

表１４
試験した合金の化学組成、残りは不純物およびアルミニウムである。

合金ＳｉＦｅＣｕＭｎＭｇＺｎＴｉＺｒ
Ｅ 0.02 0.04 1.49 - 1.81 7.4 0.03 0.08
Ｆ 0.03 0.05 1.58 0.07 1.95 7.4 0.03 0.09

表１５
３試験方向に対する供試製品の機械的特性

合金Ｌ−方向ＬＴ−方向ＳＴ−方向
TYS UTS 伸長 TYS UTS 伸長 TYS UTS 伸長
(MPa) (MPa) (%) (MPa) (MPa) (%) (MPa) (MPa) (%)
Ｅ 566 599 12 521 561 11 493 565 5.3
Ｆ 569 602 13 536 573 9.5 520 586 8.1

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。

本発明の合金用のＣｕ−Ｍｇ範囲を、より狭い、好ましい範囲と共に示すＭｇ−Ｃｕグラフである。本発明の合金製品に関する破壊靱性対引張降伏強度を、幾つかの基準試料に対して比較するグラフである。３０ｍｍゲージにおける、本発明の合金製品に関する破壊靱性対引張降伏強度を、２種類の基準試料と比較するグラフである。異なった処理経路を使用する、本発明の合金製品に関する平面ひずみ破壊靱性と引張降伏強度を比較するグラフである。

Claims

高い強度および破壊靱性および良好な耐食性を有するアルミニウム合金製品であって、前記合金が、重量％で、
Ｚｎ７．２〜７．７
Ｍｇ１．９２〜１．９７
Ｃｕ１．４３〜１．８
Ｚｒ０．０６〜０．１５
Ｆｅ＜０．０８
Ｓｉ＜０．０７
Ｍｎ０．０５〜０．１９
Ｔｉ０〜０．０５未満
および各＜０．０５、合計＜０．１５の他の複数の不純物または不可避元素、ならびに残部アルミニウムを含んでなる、アルミニウム合金製品。
［（０．９ｘＭｇ）−０．６］≦Ｃｕ≦［（０．９ｘＭｇ）＋０．０５］である、請求項１に記載のアルミニウム合金製品。
［（０．９ｘＭｇ）−０．５］≦Ｃｕ≦［０．９ｘＭｇ］である、請求項１に記載のアルミニウム合金製品。
［（０．９ｘＭｇ）−０．５］≦Ｃｕ≦［（０．９ｘＭｇ）−０．１］である、請求項１に記載のアルミニウム合金製品。
Ｍｇ１．９２〜１．９５
Ｃｕ１．４３〜１．７５
である、請求項１〜４のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
Ｚｒ含有量が０．０６〜０．１１％である、請求項１〜５のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
前記製品が、シート、プレート、鍛造物または押出物の形態にある、請求項１〜６のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
前記製品が、航空機構造部品の部分としてシート、プレート、鍛造物または押出物の形態にある、請求項１〜７のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
前記製品が、機体シート、上側翼プレート、下側翼プレート、機械加工された部品用の厚いプレート、鍛造物またはストリンガー用の薄いシートである、請求項１〜８のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
前記製品が、その最も厚い断面地点で０．７〜３インチの厚さを有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
前記製品が、１．５インチ未満の厚さを有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
前記製品が、１．０インチ未満の厚さを有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
前記製品が、２．５インチを超える厚さを有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
前記製品が、２．５〜１１インチの厚さを有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
商業的ジェット航空機用のアルミニウム合金構造部品であって、請求項１〜１２のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品から製造された、アルミニウム合金構成部品。
請求項１３または１４に記載の厚いアルミニウム合金プレート製品から製造された、型プレート。
良好な耐食性を有する、高強度、高靱性ＡＡ７ｘｘｘシリーズ合金製品の製造方法であって、
ａ）請求項１〜６のいずれか一項に記載の組成を有するインゴットを鋳造する工程、
ｂ）鋳造後、前記インゴットを均質化および／または予備加熱する工程、
ｃ）圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一種以上の方法により、前記インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
ｅ）熱間加工および／または冷間加工を行い、所望の加工品形態にする工程、
ｆ）前記形成された加工品を、前記合金中の実質的にすべての可溶性構成成分を固溶体にするのに十分な温度および時間で、溶体化熱処理する工程、
ｇ）前記溶体化熱処理した加工品を、水または他の急冷媒体で、噴霧急冷または浸漬急冷の一方により急冷する工程、
ｉ）前記急冷した加工品を人工的に時効処理し、所望の焼戻しを達成する工程
を含んでなる、製造方法。
工程ｃ）と工程ｅ）の間に、ｄ）前記予備加工製品を再加熱する工程をさらに含んでなる、請求項１７に記載の製造方法。
工程ｇ）と工程ｉ）の間に、ｈ）前記急冷した加工品を伸長または圧縮する工程をさらに含んでなる、請求項１７または１８に記載の製造方法。
前記合金製品が、機体シートに加工されている、請求項１７〜１８のいずれか一項に記載の製造方法。
前記合金製品が、厚さ１．５インチ未満の機体シートに加工されている、請求項１７〜１９のいずれか一項に記載の製造方法。
前記合金製品が、下側翼プレートに加工されている、請求項１７〜１９のいずれか一項に記載の製造方法。
前記合金製品が、上側翼プレートに加工されている、請求項１７〜１９のいずれか一項に記載の製造方法。
前記合金製品が、押出製品に加工されている、請求項１７〜１９のいずれか一項に記載の製造方法。
前記合金製品が、鍛造製品に加工されている、請求項１７〜１９のいずれか一項に記載の製造方法。
前記合金製品が、厚さ０．７〜３インチの薄いプレートに加工されている、請求項１７〜１９のいずれか一項に記載の製造方法。
前記合金製品が、厚さ１１インチ以下の厚いプレートに加工されている、請求項１７〜１９のいずれか一項に記載の製造方法。