JPH01501325A - アルミニウム―リチウム合金及びその製造プロセス - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 アルミニクムーリチウム合金及び 本発明はＪＪ基合金製品に関するものであシ、よシ具体的には本発明は改良され たリチウム含有のＡｊ？基合金製品並びに同合金製品の製造方法に関するもので ある。

航空機産業においては、航空機の重量を軽減する最も有効な方法の一つは航空機 構造物に用いられるＡ１合金の密度を減少させることであるとの認識が一般的に なっている。合金密度を減少させる目的のため、リチウム添加物が用いられてい る。しかしながら、リチウムをＪＪ金合金添加することに問題が無い訳ではない 。例えば、リチウム（Ｌｉ）をＡＪ金合金添加すると延性及び破壊靭性の減少が 生ずることが多い。用途が航空機部品の場合には、Ｌ１含有合金が改良された破 壊靭性及び強度特性の両者をあわせ持つことが絶対条件となる。

慣用合金に関して言えば、通常航空機用途で用いられてイルＡＡ　（ＡＪ’協会 ）２０２４−Ｔ３ｘ及び７０５０−ＴＸのような普通の合金では強度及び高破壊 靭性の両者を具備することはかなシ因難なように思われる。

例えば、趙名「高強度Ａｅ合金の′ｆＲ＃Ｉ組織及び靭性」なるＪ、　Ｔ、　５ ｔａｌｅ７の論文、ＡＳＴＭ　ＳＴＰ　６０５　の破壊靭性に関する特性（米国 試験及び材料学会、１９７６年７１〜１０６頁）は一般的に言ってＡＡ２０２４ の板の場合強度が増大するに従って靭性が低下するということを示している。更 には、同−論文かられかるように、ＡＡ７０５０板についても同じことが言える 。更に望ましい合金があったとすれば、それは強度が増大しても靭性はわずかに 低下するか、全く低下しないものになるか、又は処理工程によって強度を増大さ せる際靭性もコントロールして、より望ましい組合せの強度及び靭性を得られる ものとなるであろう。加えるにより望ましい合金にあっては、強度及び靭性の前 記組合せは５〜１０％の範囲の密度減少を有するｋｌ　−Ｌｉ合金によって達成 可能であろう。そのような合金があれば、低重量及び高強度及び靭性が多量の燃 料節約になるので、宇宙産業では広く使用されることになろう、かくして、靭性 を殆んど又は全く犠牲にすることなく高強度のような特性を得るか、強度を増大 させるに従い靭性をコントロール出来るということは著しくユニークなＡＪ　− Ｌｉ合金製品を生み出すであろうことが理解出来よう。

不発明はこれらの合金の用途を制限していた諸間組を解決しており、高靭性特性 を保持しながら改良された強度特性を与えるより処理出来る改善されたＬｉ言有 ＡＪ基合金を提供することが出来る。

本発明によれば、改良されたレベルの強度及び破壊靭性を備えた非再結晶鍛錬Ａ ｌ−Ｌｉ製品の製造方法が提供されている。同方法は次の諸段階を有している。

（ａ）　Ｌｉ含有ＡＪ基合金体を提供する段階。

（ｂ）　同合金体をして熱間加工又は熱間圧延温度へと加熱する段階。

（ｃ）　前記合金体を第一の製品へと熱間加工又は熱間圧延する段階。

（ａ）　前記第一の製品を第二の鍛錬製品へと冷間加工又に冷間圧延する段階。

（ｅ）　前記第二の鍛錬製品をして、その実質的な再結晶が発生することを防止 しながら再加熱するか又は再加熱及び熱間圧延する段階。

この再加熱又は熱間圧延は以後の熱処理段階中再結晶を誘起させる可能性のある 貯蔵エネルギを解放させるために行なわれる。

（ｆ）　前記再加熱された製品を俗体化処理し、急冷し、時効させることによシ 、改良されたレベルの強度及び破壊靭性を備えた実質的に再結晶していない製品 を提供する段階。

開示されているのは改良された強度及び破壊靭性特性を備えたＬ１言有ＡＡ基合 金製品の製造方法である。

同裂品はｘｉ％であられして、０．５〜４．０のＬｌ、０〜５．０のＭｇ、５． ０迄のＣｕ、　０．０３〜０．２５のＺｒ。

０〜２．０のＭｎ、０〜７．０のＺｎ、最大０．５のＦｅ　、最大０．５のＳｉ 並びに残余のＡｌ及び偶発的に含有する不純物を有している。前記製品の製造方 法はＬｉ含有ＡＪ基合金体を提供する段階と、同合金体をして例えば第一の中間 板製品へと熱間圧延するが如き熱間加工作業を行なうべく加熱する段階とを有し ている。前記板製品は第二の中間板厚へと冷間圧延された後、実質的な再結晶を 防止しながら再加熱され、最終的板製品へと熱間圧延される。この熱間圧延は以 後の熱処理段階中再結晶を開始する能力を持った貯蔵エネルギを解放させるため に行なわれる。最終製品は改良されたレベルの強度及び破壊靭性を備え、実質的 に再結晶していない製品を提供するべく、溶体化処理され、急冷され、時効され る。

第１図は加工された合金製品に対する靭性と降伏強度の関係が引張シによシ改善 していることを示している。

第２図は第２の加工合金に対して、引張シによシ靭性及び降伏強度間の関係が改 善し℃いるということを示している。

第３図は引張りの後における、第３の合金製品の靭性と降伏強度の間の関係を示 している。

第４図は別の合金製品に対して、引張シの仮初性と降伏強度間の関係が改善して いるということを示している。

第５図はＡＡ　７０５０に対して、靭性（切欠き一引張シ強度を降伏強度で割っ たもの）と降伏強度の関係第６図はＡＡ２０２４を２％を超えて引張っても当合 金に対する靭性−強度関係を顕著に増大させるものではないということを示して いる。

第７図は異なる靭性−降伏強度関係を例示しており、同関係においては上向き方 向及び右側へのシフトはこれらの特性の組合せが改善されるということを示して いる。

第８図は本発明及び慣用技術によシ処理されたＡｌ−Ｌ工合金の、伸び対引張り 降伏強度の関係をプロットした図である。

第９図は本発明及び慣用技術により処理されたｐ、／−Ｌ１合金の、ひきさき試 験の結果を示している。

第１０図は慣用技術によシ処理されたＡｌ−Ｌ１合金の冶金学的組織を示してい る。

第１１図は本発明により処理されたＡ７！−Ｌｉ合金の再結晶していない冶金学 的組織を示している。

第１２図は慣用技術により処理されたｌ！−Ｌｉ合金の冶金学的組織を示してい る。

第１３図は本発明によシ処理されたＡ７１！−Ｌｉ合金の再結晶していない冶金 学的組織を示している。

本発明の合金はｌ量％であられして、０．５〜４．０のＬｌ、Ｏ〜５．０のＭｇ 、５．０迄のＣｕ、Ｑ〜１．０のＺｒ。

０〜２．０のＭｎ　、　０〜７．０のＺｎ、Ａｔ大０．５のＦｅｓ最大０．５の ８１、残余のＡｌ及び偶発的不純物を営むことが出来る。前記不純物は好ましく は各々が約０．０５重量量子制限されているのが良く、不純物の組合せは０．１ ５重量量子超えるべきではない。これらの制限内において、全不純物の合計が０ ．６５重量量子超えないことが好ましい。

本発明に係る好ましい合金は重量％であられして、１．０〜４．０のＬｌ、０． １〜５．０のＣｕ　、　Ｏ〜５．０のＭｇ、Ｑ〜１．０のｚｒｓｏ〜２のＭｎ　 、残余のＡｔ及び前述の不純物を含むことが出来る。典型的な合金の組成は２． ０〜３．０重量係の量子、０．５〜４．０重ｉ％のＣｕ。

０〜３．０重量係の量子　、　０〜０．２重量係の量子、Ｑ〜１．０重量％のＭ ｎ及びＦｅ及びＳｉの各々を最大０．１１量係含むものとなろう。

本発明においては、Ｌｌはそれが密度の顕著な減少をもたらすということばかり でなく、Ｌｉは弾性率を改善するのみならず引張り及び降伏強度を改善するので 極めて重要である。加えるに、Ｌｉの存在は疲労抵抗を改善する。しかし最も顕 著なのは、Ｌｌを他のコントロールされた量の合金元素と組合せて用いることに より、密Ｋｔ−実質的に減少させながら、独特な組合せの強度及び破壊靭性を与 えるべく加工可能なＡ１合金製品を得ることが出来るということである。０．５ 重量％以下のＬｉ言有量では合金の密度を顕著に減少することか出来ず、一方４ 重量％Ｌ１含有量は、他の合金元素にも大きく影響されるが、リチウムの溶解限 度に近いということが理解されよう。現在の所、より高いレベルのＬ１含有量が 合金製品の靭性及び強度の組合せを改善させることは期待されない。

特に本発明に従って用いる前述の範囲における銅について言うと、その存在は高 い強度レベルにおける破壊靭性の損失を減少することによって合金製品の特性を 高めるものである。すなわち、例えばＬ〕と比較すると、本発明においては鉤は より高度の靭性と強度の組合せを与える能力を備えている。例えば、銅を用いな いで強度を増大させようとしてよシ多くのＬ〕を用いた場合には、強度の増大に 銅の添加物を用いた場合よりも靭性の減少度合いが多くなるであろう。かくし、 ７て、本発明においては合金を選択する時に、同選択が所望の靭性及び強度をバ ランスさ亡ることが重要である。というのは本発明においては両元素が互いに作 用し合って靭性及び強度をユニークなものにするからである。叙上の範囲を厳守 すること、特に粕の上限に・ついて厳守することが１要である。というのは銅の 過剰含有量は破壊靭性と干渉する可能性のある望ましくない金属間化合物の形成 を生ずる恐れがあるからである。

主として強度を増加させる目的で、このクラスのＡ１合金にはマグネシウムが添 加される。ただしマグネシウムは密度をわずかに増大させる。マグネシウムに関 して記載された前記上限を厳守することが重要である。何故ならば過剰なマグネ シウムは特に粒界にかいて望ましくない相を形成するということにより、破壊０ 性向上をさまたげる可能性があるからである。

マンガンの量も又細密にコントロールされるべきである。マンガンは特に第−終 製品内にお番′ｌる粒組織コントロールに寄与するため添加される。マンガンは 又分散相光素でｋ）す、熱処理にコ′−）−こ小粒子として析出させられる。こ の元素の利点は強化効果を備えていることである。、八７２Ｃｕ２〜りｒ１３及 び・見１２Ｍｇ２Ｍｎのような分散相がマンが７によつ゛′２−形成ａ工能であ る。粒組織コントロールのためにクロームも使用可能であるが、用いるのが好ま しい程度はより低い。ジルコニウムは粒組織コンｌ−ロールのための好ましい材 料である。亜鉛を使用すると、特にマグネシウムと組合せた場合強度の１／ベル が増大ブ′る。、１７かしながら、過剰量の亜鉛は金属明相の形成により靭性を 損なう可能性がある。

本明細誉で用いている靭性又は破壊靭性なる用語ば、例えば薄板又（ｉｙ／−板 のようＡボｒイのクラック不安定成長又は他の欠陥に対する抵抗のことを意味す る。

強度及び靭性の改善さｈ、た組合ぜとは強度と靭性間の通常は相反する関係が湧 定の強度レベルにおいてより高い靭性値に向ってジットするが、又は所定の靭性 レベルにおいてよシ高い強度値へと同ってシフトすることを意味している。例え ば、第７図において、点Ａから点りへ行くことは合金の強度を増大させることに よって通常生ずる靭性の減少をあられしている。対照的に、点Ａから点Ｂへ行く ことは同一の靭性レベルにおいて強度が増大することになる。かくして点Ｂは強 度及び靭性の改善された組合せを示している。更には点Ａから点Ｃへ行くことは 強度の向上が得られるも靭性が減少することを意味しているが、強度及び靭性の 組合せは点Ａに対して改善されているということを意味している。しかしながら 、点りと比較すると、点Ｃにおいては靭性が改善されておシ、強度はほぼ同一レ ベルにとどまっておシ、強度と靭性の組合せは改善されたと考えられる。更に又 、点Ｂを点りと比較してみると、靭性は改善され、強度は減少しているも、強度 と靭性の組合せはやはシ改善されていると考えられる。

本合金製品にはコントロールした量の前述の合金化元素を与えるばかりでなく、 特定の方法工程によって処理し、強度及び破壊靭性の両者の最も望ましい特性を 提供することが好ましい。かくして、ここで説明する合金は鋳造品のため現在性 なわれている鋳造技術（連続鋳造が好ましい）によって、適当な鍛錬製品へと加 工されるインプット又はビレットとして提供することが出来る。当該合金は又前 述の範囲にある組成を備えた粉末Ａ１合金のような微粒から固めたビレットの形 態で提供することも出来ることに注目されたい。

前記粉末又は粒状物質は粉霧化、メカニカルアロイング及び溶融スピニングのよ うな工程によって製作することが出来る。前記インゴット又はビレットは予備加 工又は成形することにより以後の加工操作のための適当な材料を提供することが 出来る。主要加工作業に先立って、前記合金材料は好ましくは均質化工程にざら さｉｚる。この際の好ましい金属温度は４８２〜５６６’Ｃ（９００〜１０５０ ″Ｆ）の範囲にあり、Ｌｌ及びＣｕのような溶解可能な元素を固溶させ、金属の 内部組織を均質化するためには少なくとも１時間の期間をかけるのが良い。好ま しい期間は前記均質化温度範囲において約２０時間である。通常前記加熱及び均 質化処理は４０時間を超える必要は無いが、長時間をかけても通常害は生じない 。均質化温度における２０〜４０時間の期間が極めて適しているということが判 明している。加工性を促進するための成分を溶解させることに加えて、この均質 化処理は、微細粒組織をコントロールする助けになるＭｎ及びＺｒ担持の分散相 を析出するものと考えられる故に１要である。

均質化処理の後、金属は圧延、押出し又は他の加工作業にさらし、薄板、厚板又 は押出し品又は端末製品へ成形するのに適した他の材料の如き材料が製作される 。

再結晶されていな、い製品を製作することが望まれている場合には、前記熱メカ ニカル工程ｒｉｉ階は注意深くコントロールされねはならない。すなわち、イン ゴツトが均質化された後、同インゴットは熱間加工又は熱間圧延することが出来 る。熱間圧延は４２７〜５６０’Ｃ（８００〜１０４Ｃ１’Ｆ’）、Ｊｌ的ニハ ５１０〜５３８’Ｃ（９５０〜１０００乍〕の温度範囲において行なうことが出 来る。熱間圧延はインゴットの厚味をもとの厚みの１４へと減じて、第１の中間 厚味を与える。その後前記インゴットは冷間圧延して更に板厚減少を与えること が出来る。好ましくは、そのような冷間圧延作業は最終のデージ厚に近いデージ 厚を提供するのが良い。

本発明の目的のためには、再結晶されていないシート（薄板）製品を作るために 、前記冷間圧延されたシートは最初再加熱段階にさらされ、次に軽度の熱間圧延 パスにさら烙れる（すなわち好ましくは５ｏ％を超えない減板厚が行なわれる） 。典型的には、力えは１５〜２０％のような３０％を超えない減板厚を用いてシ ートを調質し、溶体化熱処理の後に再結晶し℃いない組織を得る。これらの段階 によシ溶体化熱処理に先立つシートの動的回復が可能とされる。動的回復とは転 位の再配列過程を意味しておシ、同過程の結果転位組織は破壊される。すなわち 以前の圧延段階中に生じた転位組織が回復される。この変形過程は溶体化処理中 における再結晶を実質的に防止するよう作用する。

再結晶されていない製品を得るためには、前記再加熱温度及び熱間圧延工程をコ ントロールしてこの工程中に再結晶が起ることを防止することが重要である。す なわち、前記シート製品には固溶体処理に先立つ℃再結晶温度よシわずかに低い 温度で軽度の圧延パスが与えられる。かくして、好ましくは前記熱間圧延パスは 約４９３°Ｃ（９２０’Ｆ）を超えない温度、好ましくは４５４°Ｃ（８５０’ Ｆ）を超えない温度、典型的には４２７°Ｃ（８００°Ｆ）を超えない温度で行 なわれる。

加えるに、これらの温度に保持される期間は再結晶を防止するために、典型的に は前記高い方の温度で２時間を超えない如く、最小に押えられるべきである。

前記再加熱及び耐熱間圧延は例えばシートクエープを連続的に炉中に通し所望の 温度を得るようにして連続的に実施することが出来る。別法として、前記シート はコイル状態で耐熱間圧延の温度へと再加熱してやることが出来る。

耐熱間圧延パスをすることなく再結晶されていないシート製品を製造するために は、前記冷間圧延製品（通常は最終板厚へと圧延されている）はコントロールさ れた再加熱処理を受ける。この処理は再結晶が起らない期間及び温度に対して実 施される。前述したように、前記再加熱処理は以降の溶体化処理中に再結晶を誘 起させる能力のある貯蔵エネルギを解放させるために行なわれる。

溶体化処理の後において再結晶していない製品が得られる、本発明に係る再加熱 処理は冷間圧延又は加工された製品が４２７°ｃｃ８００ｆｆ）の温度に１２時 間さらされた時に達成される。再加熱処理における温度の保持時間が重要である 。例えば再加熱処理のための初期温度１ｒｉ　３９９°Ｃ（７５０’Ｆ）！Ｄ低 くてはいけなく、最高温度は４９３°０（９２０″Ｆ′）を超えてはならない。

好ましくは、前記初期温度は約４２７°Ｃ（８０００Ｆ）であシ、温度は最大温 度に達する迄約２８°Ｃ（５００Ｆ′）から５６°Ｃ（１００°Ｆ′）迄漸増サ レルカ、この処理はランプ焼鈍とも呼ばれる。ランプ焼鈍速度は毎時１．７°Ｃ ＜Ｓ乍）から５．６°Ｃ（１０″Ｆ）の如く低温から高温迄の値を取ることが出 来るが、典型的な速度は毎時的３．３°Ｃ（６°Ｆ）である。例えば、もしも薄 肉シートに対して再加熱を行なう場合には、温度は少なくとも２〜８時間の期間 にわたって約２８°Ｃ（５００Ｆ＋）だけ昇温させるべきである。その後前記シ ートは室温へと冷却される前に約１〜３時間、典型的には２時間、４５４°Ｃ（ ８５０’Ｆ）に保持されるべきである。

もしも炉内の冷却速度がコントロールされるならば、このことはプロセスの有効 性を改善することが出来る。

かくして、好ましくは、前記室温への冷却過程は６〜１０時間、典型的には８時 間の期間にわたるべきであり、こうすることによシ特に低しルベルにかいてわず かな量の再結晶が生ずることを防止出来る。もしも再加熱処理が押出し品又は鍛 造品に適用された場合には６９９°Ｃ（７５０乍）の再加熱開始温度から８３． ６’Ｃ（１５０’Ｆ）程度も昇温させることか出来る。ランプ焼鈍速度は２．８ °Ｃ（５°Ｆ′〕／時のように低くとることも出来るし、１６．９°Ｃ（２５° Ｆ）／時のように高くとることも可能であシ、典型的な速度は５．６°Ｇ（１０ ’Ｆ　）　〜８．３°Ｃ（１５°Ｆ　）　／時？アル。シカシナがら、比較的高 い焼鈍速度においては、溶体化処理の後において部分的再結晶が生ずる可能性が よシ大きくなる。

前記押出し品又は鍛造品が４８２°Ｃ（９００’Ｆ）に到達したならば、これら はその温度に１〜４時間保持させ、貯蔵エネルギの解放を保証させることが出来 る。

ただしこの保持時間は再結晶を誘起させるに十分な程長いものであってはならな い。その後、温度はコントロールした速度で室温に迄下げることが出来る。リベ ットワイヤ又はプレート（ＡＡ２０９０）のような製品は同様に再加熱すること が可能であるが、異なる点は再加熱の期間であシ、再加熱は６９９°Ｃ（７５０ °Ｆ）〜４２７°Ｃ（８０００Ｆ′）から始まり、リベットワイヤの場合は４８ ２°Ｃ（９００°Ｆ）に到達するのに１２時間をかけ、ＡＡ２０９０プレートが ４８２°Ｃ（９００ヤ〕に到達するのには２４時間をかけるべきである。

再結晶に抵抗する元素、例えばＺｒ、の量が低い製品に対してはよシ長い時間又 はよシ低いランプ焼鈍速度が必要とされる。ランーｆ焼鈍といった場合温度の鍮 進的かつ段階的増大が含まれている。

これらの段階の後、シート製品は典型的には５１６’Ｃ（９６０°Ｆ’）〜５６ ０’Ｃ（１０４０°Ｆ’）の範囲の温度で、９８０〜１０２０時間の範囲の期間 溶体化処理が施される。

最終製品並びに当該製品を成形する作業に必要な所望の強度及び破壊靭性を更に 与えるために、当該製品は急速冷却して以後に説明する強化相のコントロールさ れない析出作用を防止又は減少させるべきである。

かくして、本発明の技術においては急冷温度は溶体化温度から約９３．５°Ｃ（ ２００５Ｆ’）又はそれ以下の温度へと、少なくとも５５．６°Ｃ（１０Ｄ５Ｆ ）／秒とするのが好ましい。１つの好ましい急冷温度は４８２°Ｃ（９００’Ｆ ）又はそれ以上から９３．５°Ｃ（２００″Ｆ）又はそれ以下の温度範囲におい て、少なくとも１１１．１°Ｃ（２００５Ｆ’）／秒である。金属が約９３．３ °Ｃ（２００’Ｆ）の温度に到達した後、同金属は空冷させることが出来る。本 発明の合金が例えばスラブ鋳造されたり、ロール鋳造される時には、前述の諸段 階の幾つか又は全てを省略することが可能であり、そのようなことも本発明の意 図する所である。

叙上のような溶体化処理及び急冷の後、改善されたシート、プレート又は押出し 及び他の加工製品は約１７．５〜３５　ｋｇｆ　／耐２（２５〜５　［］　ｋｓ ｉ　）の範囲の降伏強度並びに約６５〜ｌ　Ｑ　５　ｋｇｆ　／　Ｉｒｇ２（５ ０〜１５０ｋＳｌの範囲の破壊靭性レベルを備えることが出来る。しかしながら 、強度を増大させるために人工的時効操作を用いると、破壊靭性が顕著に低下す る可能性がある。過去において強度の改善と関連して問題となっていた破壊靭性 の損失を減少させるために、特にシート、プレート又は押出し品のような溶体化 し、急冷した合金製品を好ましくは室温においてそのもとの長さの３係より大き な量だけ伸延するか、又は他の方法で加工乃至変形させ、同製品にそのもとの長 さの３チよりも大きな伸びと等価な加工効果を与えることが出来るということが 発見された。叙上の加工効果とは圧延、鍛造のみならず他の加工操作を含むもの である。主題の合金からなる、例えばシート又はプレートの強度は人工的時効に 先立って引張ることにより実質的に増大させることが可能であり、そのような引 張り又は伸延操作は破壊靭性を殆んどか全く減少させない。

昆肩すべき高強度合金においては、引張りは破壊靭性における顕著な低下をもた らすということを理解されたい。ＡＡ７０５０を引張ると、前述のＪ、Ｔ、５ｔ ａ１ｅｙの論文から引用した第５図に示すように、靭性及び強度の両方が減少す る。ＡＡ２０２４に対する類似の靭性−強度のデータが第６図に示されている。

ＡＡ２０２４の場合、２チの引張りはそれが無い場合にくらべて靭性及び強度の 組合＜１増大させる。しかしながら、更に引張っても靭性の実質的な増大は得ら れない。従って、靭性−強度関係を考える時には、ＡＡ２０２４ｔ２チ以上引張 っても殆んど利益はなく、ＡＡ７０５０を引張ることは有害である。これと対照 的に、引張り操作又はその等価操作が人工的時効と組合わされた場合、顕著に増 大した組合せの靭性及び強度を備えた本発明に係る合金製品を得ることが出来る 。

本発明者は必ずしも理論によって拘束されることを望んではいないが、溶体化処 理及び急冷の後に適用された、引張りのような変形乃至加工は人工時効の後、よ り一様に分布したＬ１含有準安定析出物を発生させると考えられる。これらの準 安定析出物は高密度の欠陥（転位、空孔、空孔群等）の導入の結果として生ずる ものと考えられる。なお前記欠陥は各粒中におけるこれらの析出相（例えばＴｆ のようなＡｊ２ＣｕＬｉ相の前兆）に対する指向的核発生場所として作用するこ とが出来る。加えるに、この技術は粒、副粒界におけるＭ３Ｌｉ、ＭＬｌ、Ａｉ ！２ＣｕＬｉ及びＡｔ：５ＣｕＬｉ３のような準安定及び平衡相の核発生を抑止 するものと考えられる。

更に又、各粒中に一様に析出すること及び粒界析出が減少することが組合わされ る゛ことにより、最終時効に先立って、例えば引張りにより加工又は変形された Ａｔ　−Ｌｉ合金におけるより高い組合せの強度及び靭性が得られるものと考え られる。

例えばシート又はプレートの場合には、引張り又は等価の加工度は３係より犬き く、１４％より小さいことが好ましい。更には、引張りはもとの長さに対して約 ４〜１２チの増大となる範囲のものであるのが好ましく、典型的な増大量は５〜 ８チの範囲内にある。

本発明の合金製品が加工された後、同製品は人工的に時効させ、航空機部材にお いて所望されている破壊靭性及び強度の組合せを提供することが出来る。これは シート又はプレート又はプレート形状製品ｔ　６５．６°Ｃ（１５０ヤ）〜２０ ４．４℃（４００乍）の範囲の温度で十分な時間期間にわたり時効させ、更に降 伏強度を増大させることにより実現出来る。本合金製品の幾つかの成分は６６． ５　ｋｇｆ　／龍２（９５ｋｅｌ）迄の高い降伏強度へと人工的に時効してやる ことが出来る。しかしながら、有用な強度は６５〜５９．５　ｋｇｆ　／ｍｒａ ２（５０〜８５　ｋｓｉ　）の範囲にあり、対応する破壊靭性は０．４４４−１ ．３３４　ｋｇｆ−ｍ／１ｍ”　（２５〜７５　ｋｓｉ・ｉｎ）の範囲にある。

好ましくけ、人工時効は合金製品を１６５〜１９　Ｄ−６°Ｃ（２７５〜３７５ ヤ）の範囲の温度に、少な（とも６０分間さらすことによって達成される。適当 な時効の条件は約１６２．８°Ｇ（３２５５Ｆ）の温度における約８〜２４時間 の処理である。更には、本発明に係る合金製品は天然時効を含む当業界周知の典 型的なアンダエージング（ｕｎｄｅｒａｇｉｎｇ　）処理のいずれかを施すこと が出来る。しかしながら天然時効はわずかな効果しか与えないものと現在の所考 えられる。

また、ここでは単一の時効段階を説明しているが、２乃至６時効段階のような多 重時効段階も考慮されて良く、引張り又はその等価加工操作はそのような多重時 効段階の以前に、又は以後においてさえ使用することも可能である。

以下の例は本発明を更に例示するものである。

例　１ １．７３重量ｔＩ）Ｌｉ、２．６６重貴重　Ｃｕ、　０．１２重量憾Ｚｒ、残余 の基本的にＡｔ及び不純物からなるμ合金が圧延に適したインイツトへと鋳造さ れた。インイツトは炉中５６８°Ｃ（１０００乍）の温度及び２４時間の期間で 均質化され、次に約２５．４８厚のプレート製品へと熱間圧延された。前記プレ ートは次に加熱処理炉内で５５１．７°Ｃ（１０２５５Ｆ）の温度、１時間の期 間溶体化処理され、２１．１℃（７０°Ｆ）の水中に浸漬することで急冷された 。なおプレートの温度は浸漬直前において５５１．７°Ｃ（１０２５↑）であっ た。その後同プレートのサンプルがそのもとの長さよりも２チ大きくなるよう、 第２のサンプルがそのもとの長さよりも６チ大きくなるよう、両者とも室温で引 張られた。

人工時効する目的で、前記引張られたサンプルは表１に示す期間だけ１６２．８ °Ｃ（３２５５Ｆ）又は１９０．６℃（３７５’Ｆ）で処理された。前述のサン プルに対する降伏強度値は圧延方向と平行である長手方向に採取した試片にもと づいて得られるものである。靭性はＲカーゾ決定法に対してＡＳＴＭ標準Ｅ５６ １−８１によってめられた。これらのテスト結果は表１に記載されている。加え るに、第１図には靭性を降伏強度に対してプロットした結果が示されている。第 １図かられかるように、６チの引張りは強度−靭性の関係’ｔ２％引張りの関係 に対して上向きかつ右向きに変位させている。かくして、２チを超える引張りは このＬ１含有合金においては靭性及び強度を実質的に改善したということが理解 されよう。これと対照的に、合金７０５０の長手方向を横切る方向における強度 及び靭性は引張りによりともに減少している（第５図）。また第６図において、 ２チを超える引張りはＡＡ２０２４における靭性−強度関係にほとんど付加的効 果を与えていないことが理解されよう。

例　■ 重量ＩＴ６られして、２．０のＬｌ、２．７のｃｕ、　０．６５のＭｇ及び０． １２のＺｒ、残余の基本的にＡｔ及び不純物からなるＭ合金が圧延に適したイン プットへと鋳造された。インビットは５２６．７°Ｃ！（９８０乍）、３６時間 の条件で均質化され、例Ｉと同様１インチ（２５，４龍）のプレートへと熱間圧 延され、１時間、５２６．７°Ｃ（９８０°Ｆ）の条件で溶体化処理が施された 。加えるに、試片はまた急冷され、引張られ、時効され、例１と同様にして靭性 及び強度がテストされた。

結果は表ｎに与えられており、靭性と降伏強度の間の関係は第２図に記載されて いる。例１の場合と同様、この合金を６チ引張るということは靭性−強度関係を 実質的に高いレベルへと変位させている。２チ引張りに対する単一データ点を通 る破線はこの量の引張りに対して多分得られるであろう関係を示唆するものと考 えられたい。

例　ｍ 重量％であられして、２．７８のＬｌ、０．４９のＣｕ。

０．９８のＭｇ　５Ｏ−５０のＭｎ及び０．１２のＺｒ１残余の基本的にＭ゛か らなるＭ合金が圧延に適したインゴットへト鋳造された。インゴットは例Ｉのよ うに均質化され、６．５５ｔＩＭ厚のプレートへと熱間圧延された。その後前記 プレートは１時間、５　り　７．８°ｃｃｉｏｏｏ生）の条件で溶体化処理され 、２１．１℃（７０’Ｆ）の水中で急冷された。急冷されたプレートのサンプル が２４時間、１６２．８°Ｃ（３２５５Ｆ）又は１９０．６°Ｃ（３７５’Ｆ） の条件で時効される以前に０１．４％及び８チ引張られた。降伏強度が例１にお ける如く決定され、靭性はカーノ（Ｋａｈｎ　）タイプのひきさきテストによっ て決定された。このテスト手順は「カーノタイプのひきさきテストによって決定 されるｄ合金のひきさき抵抗」なる論文（ＭａｔｅｒｉａｌＥＩ　Ｒｅ５ｅａｒ ｃｈ　ａｎｃ１３ｔａｎａａｒｄｓ　、　４巻４号、１９８４年４月、１８１頁 ）に説明てれている。結果は表ｍに示されており、靭性と降伏強度間の関係は第 ５図にプロットされている。

こ９場合にも、８チの引張りが４％の引張りで丁でに得られたものよりも増大し た強度及び靭性全提供していることがわかろう。対照的に、２チから５チ迄引張 られたＡＡ２０２４に対するデータ（第６図）は、Ｌ１含有合金に見られる靭性 −強度関係に対する引張りの大きな効果とは異なり、極めて狭い帯内に入ってい る。

坤 ｃ′Ｉ′ｖ！Ｌ　事　＊　寧　＊　季 題　０寸の　０寸の 例　■ 重量％であられして、２．７２のＬｌ、２．０４のＭｇ　％０．５６のＣｕ、０ ．４９のＭｎ及び０．１５のＺｒ、残余の基本的にＡＩ及び不純物からなるＡ７ 合金が圧延に適したインイツトへと鋳造された。その後、同合金は例Ｉにおける のと同様にして均質化され、次に６．３５ｍｍ厚のプレートへと熱間圧延された 。熱間圧延の後、前記プレートは１時間、５３７．８°Ｃ（１０００生）の条件 、で溶体化処理され、２１．１°Ｃ（７０″Ｆ′）の水中で急冷された。０チ、 ４％及び８％の引張りを与えた試料が取られ、例Ｉと同様にして時効された。例 ｍにおけるのと同様にしてテストが行なわれた。結果は表■に示されている。第 ４図は引張り量の関数としてこの合金に対する靭性と降伏強度の関係を示してい る。破線はこの量の引張りに対する靭性−強度関係を示唆するものと理解された い。この合金の場合、等価な靭性における強度の増大量はこれ迄の合金よりも顕 著に大きく、ＡＡ７０５０及びＡＡ２０２４のような慣用合金の挙動からみると 意外なものであった。

唱 Ｏ＊　水　寧　事　！ 塵　０寸の　０寸 例　■ 重量％であられして、２．２５のＬｌ、２．９８のＣｕ。

０．１２のＺｒ、残余の基本的にＡｌ及び不純物からなるＡ１合金が圧延に適し たインイツトへと鋳造された。

インイツトは炉中で５１０’Ｃ（９５０５Ｆ’）、８時間の条件、次いですぐ５ ５７．８°０（１０００’Ｆ）、２４時間の条件で均質化された後空冷された。

前記インゴットは次に炉中で３０分間、５２３−９°Ｃ（９７５’Ｆ）の条件で 予熱され、４４．４５ｊ１１板厚のプレートへと熱間圧延された。前記プレート は２時間、５４８．９°Ｃ（１０２０’Ｆ）の条件で溶体化処理された。次に同 プレートは２２．２°Ｃ（７２″′Ｆ＋）の温度の連続的水スプレィによって急 冷された。プレートは室温において圧延方向に、４．９　％の永久歪が生ずるよ う引張られた。引張りの次に１８時間、’　１６２．８℃の条件での人工的時効 処理が行なわれた。引張り特性はＡＳＴＭ　Ｂ　−５５７に従って短横断方向に おいて決定された。これらの値が表■に示されている。破断引張り強度及び降伏 引張り強度は等しく、得られた伸びはゼロである。

試料番号　引張り破断強度　引張９降伏強度　チ伸び（ｋｇｆ／朋”）　（ｋｇ ｆ／ｍ）２）（チ）１　５６．１　３６．１　０ ２　３３．１　３３．１　０ ３　３８．５　３８．５　０ 例　■ 貴重子であられして、２．１３のＬｌ、２．８６の（’ｕ、０．１３のＺｒ、残 余の基本的にＡｔ及び不純物からなるＡ１合金が圧延に適したインイツトへと鋳 造された。

インピットは炉中で５１０°Ｇ（９５０ｆｆ）、８時間の条件、次いで５３７． ８°Ｇ（１０００ヤ）、２４時間の条件で均質化され、空冷された。インゴット は次に炉内で３０分、５２５．９°Ｃ（９７５乍）の条件で予熱され、８８．９ ！ｌの厚場のスラブへと熱間圧延された。スラブは４時間、５３７．８℃（１０ ００’Ｆ）の条件で再加熱され、６．６６ｆｆｉｌ厚のシートへと熱間圧延され た。

前記シートは次に４時間、５４５．５℃（６５０乍）の条件で焼鈍され、２．０ ｕデージ厚のシートへと冷間圧延された。前記シートは１時間、５３７．８°Ｃ （１０００’Ｆ）の条件で溶体化処理され、次いで水＠２２．２℃（７２’Ｆ） の条件で水冷された。シートは室温において圧延方向に４チ引張られた。引張り の後にアンダエージング条件について８時間、１６２．８°Ｃ（５２５’Ｆ）の 条件で、並びにピークエージング条件については２４時間、１６２．８°Ｃ（３ ２５’Ｆ）の条件で人工時効が実施され友。微ａｍ織を調査した結果、第１０図 に示すように、極端に粗い粒組織をともなった、全く再結晶した微細テストの結 果は第８図及び第９図に示されており、これらの図には６つの強度レベル、すな わちＴ５調質（引張ったまま）、アンダニ−シト（引張って、８時間、１６２． ８℃の条件で時効を施した）及びピークニーシト（引張って、２４時間、１６２ ．８°Ｃの条件で時効を施した）のレベルにおける諸物件が示されている。

例　■ 貴重子であられして、２．１３のＬｌ、２．８３のＣｕ１０．１３のＺｒ１残余 の基本的にＡノ及び不純物からなるＡ１合金が圧延に適したインピットへと鋳造 された。

インゴットは炉中において５１０°Ｃ（９５０５Ｆ）の温度、８時間、次いで５ ３７．８°Ｃ（１０００生）の温度、２４時間の条件で均質化され、空冷された 。インゴットは次に炉内で６０分、５２３．９°Ｃ（９７５’Ｆ）の条件で予熱 され、８８．９．＃１１Ｂ厚のスラブへと熱間圧延された。前記スラブは４時間 、５３７．８°Ｃ（１０００″Ｆ）の条件で再加熱され、５．６６罷厚のシート へと熱間圧延された。シートは次に３４３．３°Ｃ（６５０″Ｆ）で４時間焼鈍 され、２．０３１１１厚のシートへと冷間圧延された。冷間圧延されたシートは 以後の熱処理中再結晶を開始する能力のある貯蔵エネルギを解放てるため、４２ ６．７°Ｃ（８００’Ｆ）で１２時間焼鈍てれた。焼鈍段階の後、前記シートは １時間、５４３．３°Ｃ（１０１０”Ｆ）の条件で溶体化処理され、次いで２２ ．２°Ｃ（７２↑）の水温により水急冷された。シートは圧延方向において、室 温で４チだけ引張られた。引張りの後アンダニ−シト条件については１６２．８ °Ｃ（３２５’Ｆ）、８時間の条件で、−一りニーシト条件に対しては１６２． ８°０１２４時間の条件で人工時効が実施された。顕微鏡組織を調べたところ、 第１１図に示すように再結晶していない微細組織が認められた。引張りテスト結 果及びひきさきテスト結果が第８図及び第９図に示されており、これらの図は６ つの強度レベル、丁なわちＴ３調質（引張りのまま）、アンダニ−シト（引張っ て、８時間、１６２．８°Ｃの条件で時効）及びピークニーシト（引張って、２ ４時間、１６２．８℃の条件で時効）における諸物件を示している。

例　■ 熱処理可能なＡ７合金からなる、再結晶されていない薄肉厚の冷間圧延シートを 得る目的で、３．０１量チのＣｕ　１２．０　：１ｔｌｔ　％のＬｌ及び［）、 １１　”Ｍ＊％のＺｒ１残余のＡｊを含む３８．９ｍｍ厚のインゴットが、８時 間、５１００Ｃ（９５０事）の条件で、次いで２４時間、５３７．８°Ｃ（１０ ００’Ｆ）の条件で均質化され、６．３５１１１厚のシートへと熱間圧延された 。七の後、前記シートは２．５４１１１のデージ厚味シートへと冷間圧延嘔れた 。このシートは次に４２６．７°Ｃ（８００乍）へと再加熱され、再結晶されて いない製品を得るべく２．１５９ｊ１３の板厚へと熱間圧延された。この２．１ ５９ｎ厚のシートは５３７．８°Ｃ（１０００）Ｆ）、０．５時間の条件で溶体 化処理が行なわれ、低温水で急冷された。

この材料’ｌＸ線分析した所、溶体化処理後においても同材料は再結晶しないま まであった。このアプローチの結果が第１１図に例示されている。第１１図は本 発明に係る溶体化処理材料の光学顕微鏡写真を示している。第１０図は慣用技術 により処理された材料を示している。すなわち、第１０図は溶体化処理された冷 間圧延シートを示している。Ｘ線分析はこのシートが完全に再結晶していること を示している。

例　■ 重量％であられして、１．９７のＬｌ、２．８３のＣｕ　。

０．１２のＺｒ１残余のＡｊ及び不純物からなる双合金が圧延に適したインピッ トへと鋳造された。インピットは炉中で５１０°Ｃ（９５０５Ｆ）、８時間の条 件、次いｒ５３７．８°Ｃ（１００００Ｆ）、２４時間ノ条件で均質化され、空 冷された。インゴットは次に炉中で６０分間５２３．９°Ｇ（９７５ヤ）で予熱 され、８８．９１ｍ厚のスラブへと熱間圧延された。スラブは５３７．８°Ｃ（ １０００ヤ）で４時間再加熱され、３．６５８１１４１厚のシートへと熱間圧延 された。シートは次に３４３．３°Ｃ（６５０″Ｆ）で２時間焼鈍され、１．６ ００朋厚のシートへと冷間圧延された。

前記冷間圧延シー）（１，６０００板厚）は６０分間、５４８．９°０（１０２ ０’Ｆ）の条件で溶体化処理された後、２２．２°ｃ（７２ｆｆ）の水温で冷水 による急冷が行なわれた。微細組織音調べた所、第１０図に示すように、極端に 粗い組織を持った、完全に再結晶した微細組織が認められた。

前記１．６００６１３１厚冷間圧延シートは４２６．７°Ｃ（８０Ｑ’Ｆ）へと 加熱された後、温度はフントロールされた加熱速度を以って４５４．４°Ｃ（８ ５０乍）に到達する迄８時間にわたりゆっくりと増加された。次にシートは４５ ４．４°Ｃ（８５０５Ｆ）で２時間均熱された後、２２．２°Ｃ（７２″Ｆ’） 迄炉冷された。焼鈍されたシートサンプルは次に５４８．９°Ｃ，３０分間の条 件で熱処理され、冷水によって急冷された。光学的顕微鏡による微細組織を検査 したところ、第１３図のＳ、Ｎ。

５８５７Ｃ１−１に示すように再結晶していない組織が認められた。一定温度を 利用した焼鈍方法よりも、前記ランプ焼鈍方法の方が再結晶を防止する上でより 有効な焼鈍方法であることが判明した。

本発明は好ましい実施例について説明がなされてきたが、付記した請求の範囲は 本発明の範囲に入る他の実施例を包含するものと理解されたい。

ＡＬ−２，６３Ｃｕ−１，７３１−ｉ−０，１２ＺｒＦＩＧ、１ ＦＩＧ、５ ＦＩＧ、６ ＦＩＧ、９ ＦＩＧ、ＩＱ ＦＩＧ、ｆｌ Ａｔ　：ｌＬｏ　’？ｏ　Ｍ々、７１ｉ址”＝−１−国際調査報告

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．改良されたレベルの強度及び破壊靱性を備えた再結晶されていない鍛錬Ａｌ −Ｌ１製品の製造方法であって、同方法は （ａ）Ｌｉ含有Ａｌ基合金体を提供する段階と、（ｂ）同合金体を熱間加工又は 熱間圧延温度へと加熱してやる段階と、 （ｃ）前記合金体を第１の製品へと熱間加工又は熱間圧延してやる段階と、 （ａ）前記第１の製品を第２の鍛錬製品へと冷間加工又は冷間圧延してやる段階 と、 （ｅ）前記鍛錬製品をしてその実質的な再結晶が生ずることを防止しながら、再 加熱するか又は再加熱しかつ熱間圧延する段階にして、同段階は以降の熱処理段 階中に再結晶を誘起する能力のある貯蔵エネルギを解放するようにされている段 階と、 （ｆ）前記再加熱された製品を溶体化処理し、急冷し、時効することにより、改 良されたレベルの強度及び破壊靱性を備えた実質的に再結晶していない製品を提 供する段階とを有する方法。 ２．請求の範囲第１項に記載の方法において、前記再加熱が貯蔵エネルギを解放 させるようになされていることを特徴とする方法。 ３．請求の範囲第２項に記載の方法において、前記再加熱と熱間圧延が３９８． ９℃（７５０°Ｆ）から４９３．３℃（９２０Ｆ）の範囲内のある温度において 実施されるか、又は前記範囲内で開始され、終了されるとともに、好ましくは前 記終了温度は開始温度よりも少なくとも２７．８℃（５０°Ｆ）から８５３．３ ℃（１５０°Ｆ）高いことを特徴とする方法。 ４．請求の範囲第３項に記載の方法において、前記温度は時間当り１．７℃（３ °Ｆ）〜１３．９℃（２５°Ｆ）の割合で増大されるか、又は時間当り２．８℃ （５°Ｆ）〜８．３℃（１５°Ｆ）の割合で増大されることを特徴とする方法。 ５．請求の範囲第２項、第３項又は第４項に記載の方法において、前記再加熱段 階は前記製品を少なくとも３０分の間前記終了温度で均熱する段階を含んでいる ことを特徴とする方法。 ６．改良されたレベルの強度及び破壊靱性を備えた、再結晶されていない、薄肉 厚の冷間圧延Ａｌ−Ｌ１シート製品を製作するための、請求の範囲第１項に記載 の方法において、段階（ｂ）においては加熱は熱間圧延温度に到達する迄行なわ れており、段階（ｃ）においては合金体は第１の中間板厚製品へと熱間圧延され ており、段階（ｄ）においては合金体は第２の中間シート製品へと冷間圧延され ており、段階（ｅ）においては前記第２の中間シート製品は再加熱され、実質的 な再結晶が生ずるのを防止しながらシート製品へと熱間圧延されており、同熱間 圧延の操作は以降の熱処理段階中に再結晶を開始させる能力のある貯蔵エネルギ を解放するようにされていることを特徴とする方法。 ７．請求の範囲第６項に記載の方法において、前記再加熱及び熱間圧延段階は４ ９３．３℃（９２０°Ｆ）を超えたい温度で実施されることを特徴とする方法。 ８．請求の範囲第６項又は第７項に記載の方法において、段階（ｅ）においては 、５０％を超えない板厚減少が前記熱間圧延により生じていることを特徴とする 方法。 ９．請求の範囲第６項又は第７項に記載の方法において、段階（ｅ）においては ３０％を超えない板厚減少が前記熱間圧延より生じていることを特徴とする方法 。 １０．請求の範囲第６項又は第７項に記載の方法において、段階（ｅ）において は１５〜２０％を超えない板厚減少率が前記熱間圧延より生じていることを特徴 とする方法。 １１．請求の範囲第１項から第１０項迄のいずれか１つの項に記載の方法におい て、前記製品は０．５〜４．０重量％のＬ１、０〜５．０重量％の９ｇ、５．０ 重量％迄のＣｕ、０〜２．０重量％のＭｎ、０〜７．０重量％のＺｎ、最大０． ５重量％のＦｅ、最大０．５重量％のＳ１並びにＺｒ、Ｃｒ、Ｃｅ及びＳｃから なるグループから選んだ１つの元素、残余のＡｌ、偶発的に含まれる元素及び不 純物を含んでいることを特徴とする方法。 １２．請求の範囲第１１項に記載の方法において、前記製品は１．０〜４．０重 量％のＬｉ、０．５〜４．０重量％のＣｕ、０〜３．０重量％のＭｇ、０．０３ 〜０．１５重量％のＺｒ及び０〜１．０重量％のＭｎを含むことを特徴とする方 法。 １３．請求の範囲第１１項に記載の方法において、前記製品は２．０〜３．０重 量％のＬｉ、０．５〜４．０重量％のＣｕ、０〜３．０重量％のＭｇ、０．０５ 〜０．１２重量％のＺｒ及び０〜１．０重量％のＭｎを含むことを特徴とする方 法。