JPH06508401A - 低密度高強度Ａｌ−Ｌｉ合金 - 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】 低密度高強度Ａｌ−Ｌｉ合金 発明の分野 本発明は、改良されたアルミニウムー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靭 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ーリチウム合金に関する 。

発明の背尽 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靭性の低下を 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 靭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靭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、靭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、靭性が僅かに低下するがまたは低下せ ずに強度を増大させることが可能であるが、または強度と靭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靭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、強度と靭性の組み 合わせは、密度低下が５ないし１５％であるアルミニウムー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 および靭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、靭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靭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ー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（ｓｐｅｃｉｆｉｃｓ　 ｔ　ｉ　ｆ　ｆｎｅｓｓ）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（ｐｒｅｃｉｐｔｔａｔｉ ｏｎｈａ　ｒｄｅｎ　ｉ　ｎｇ）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ＡＡ ２０９０、英国合金ＡＡ８０９０、およびロシア合金ＡＡＯ１４２０である。

名目上の組成ＡＩ　−４，５Ｃｕ−１，ＩＬｉ　−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：ＡＡ Ｘ２０２０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ＣＦ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、ΔＡ７０７５−Ｔ６ の代わりに、重量の節約および高いモデコラスを持つものと（、て予定された。

しかしながら、商事的１１１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 １、ｉ　−０，０４な１，１１，０．１６Ｚｒの組成を持つ英国合金ＡＡ８０９ ０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ｆｉｔ−口を含ませたことによる密度の低下は、意義があった。Ｌか しながら、劣、コた破壊靭性および劣った応力腐食割ｔ１抵抗を伴っ、その限定 された強度が、ΔＡ３０９０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占を阻止し、た。

Ａｌ−４ないし７Ｍｇ−１，５ないし２．　６１−ｉ　−０，２ない１−２１゜ ０Ｍｎ−０，０５ないし０．３Ｚｒ　（ＭｎおよびＺｒのいずれか一方または両 省が存在する）の組成を持つロシア合金ＡＡＯ１４２０は、７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ＡＡＯ １４２０は、慣用の合金よりも高い比弾性率（ｓｐｅｃｉｆｉｃ　ｍｏｃＪｕｌ ｕｓ）を持っているが、］７かし、その比強度（ｓｐｅｃｉｆｉｃ　ｓｔｒｅｎ ｇｔｈ）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１．−フルミニウ ムア゛ノシエーシタンに登録された。これらアルミニウム合金の両者はリチウム を含Ｈする。合金ＡＡＸ２０９４は４．４〜５．２Ｃｕ、最高０．　０１（７） Ｍｎ、　０゜２５−０．６　Ｍ　ｇ　、最高０．２５のＺｎ、０．０４−０．１ ８Ｚｒ、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＋’７）Ｓｉ、最高０．　１５（７ ）Ｆｅ、最高０．　１０（７）Ｔｉおよび少１にノ＋＋ｔ＋ノ不純物を含む。合 金ΔＡＸ２０９５は、３．　９〜４．　６Ｃｕ、最高０゜１．０のＭｎ、０．２ ５〜０．６Ｍｇ、最高０．２５ノ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 （７）Ｓｉ、最高０．１５のＦｅ５Ｒ高０．　１０（７）Ｔ　ｉ　、　オヨヒ少 量０）他の不純物を含む。

成るアルミニウムー銅−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（ｎａｔｕｒａ ｌ　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ＷＯ３９１０１５３１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Ｌ９．８重量％てあって、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ｔ、２．　０重量％の銀、０．０５〜４．１重量％ のリチウム、１．０１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、ジはう化チタニウム、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。；７か１．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おにび合金０ ５１を同定（、テいる。合金０４９は、重量％で、６．２Ｃｕ、０．３７Ｍｇ、 ０．３９Ａｇ−１，２１１，、ｉ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、短歌％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０５８．０５９．０６０．０６１．０ ６２．０６３．０６４．０６５．０６６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ＰＣ Ｔ出願Ｗ０９０１０２２１１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　ｉｎ ｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ　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 密度アルミニラ１１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１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ーリチ 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、高破壊靭性のアルミニラ１、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７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。

−（二組目的および利益の履行のために、本発明によって、木質的に下記式より なるアルミニウム基合金が提供される Ｃｕ、Ｈ，ｉ、ＭｇｃＡｇｄＺｒｅＡｔｂａ。

ここて、ａ、ｂ、Ｃ５ｄＳｅおよびｂａｌは、合金に存在する各合金成分の重量 ％による承を示し、ここて符号ａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅは指示値で、次の特定の 関係を満たし ６、　５＜ａ＋２．　５ｂ＜７．　５ ２１）−０，８＜ａ＜３．　７５ｂ−ｉ、　９２５＜ｃ＜　、５５ ．２５＜ｄ＜　、６５ 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Ｔ比であり、そして０．０９４０ないし０．０９６５、好ましく は０．０９４５ないし０．０９６０１ｂｓ／ｉｎ３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６００°ないし８００° Ｆ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）５０°Ｆ／時間の割合で１０００°Ｆ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 こ七よりなる、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３１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靭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 ＴＩ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靭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 壊靭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靭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、薄 いゲージプレート或いはシート製品のような、好ましい飛行に対する購買比の品 （ｂｕｙ−ｔｏ−ｆｌｙ−ｒａｔｉｏ　ｉｔｅｍｓ）が、その様なＡｌ−Ｌｉ合 金の商業的遂行のための第１の目標である。それ故、高強度高靭性の適用の為の 新規な低密度合金の開発において、平面応力破壊靭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　ｅｌｅｍｅｎ ｔ）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、 ジルコニウム、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を含む。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。

ＣｕａＬｉｂＭｇｏＡｇｄＺｒｏＡｌｂａｌ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、 ６、　５＜ａ＋２．　５ｂ＜７．　５ ２ｂ−０，８＜ａ＜３．　７５ｂ−１，９、（：Ｊ８＜ｅ＜　、２５ Ｓｔ、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、またはジルコニウムの代わりに添加してもよい。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％までてあり、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。

Ｃｕ８ＬｉｂＭｇｏＡｇｄＺｒ８Ａ１ｂａＩここて、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ＡＩおよ び阻隔する不純物が合金の残分であることを示す。この合金は０．９５２１ｂｓ ／ｉｎ”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、強度と破壊靭 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、予備的に加工さね、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（ｈｏｍｏｇｅｎｉｚａＮｏｎ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）され て、金属の内部組織を均質化する。均質化温度は６５０°〜９３０°Ｆ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制御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、５００°ないし９５０°Ｆの範囲の温度 で行われ、典型的温度は６００°ないし９００°Ｆ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９００°ないし１０４０６Ｆの範囲 の温度において０．２５ないし５時間の間、溶液熱処理される。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靭性を得るため 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２００°Ｆまたはそれ以下の温度まで、少なくとも１秒につき１０ ０°Ｆであることが好ましい。好ましい冷却速度は、９４０°Ｆまたはそれ以上 の温度から約２００°Ｆの温度まで、１秒につき少なくとも２００°Ｆである。

金属が約２００°Ｆ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。

上記の溶液熱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、その場合破壊靭性がかな り低下する。強度の改善に伴う破壊靭性の損失を最小にするために、時効に先立 って、加熱処理された溶液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靭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１５０°ないし４００°Ｆ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２７５°ないし３７５°Ｆ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 ３２０°Ｆ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（ｕｎｄｅｒａｇｊｎｇ　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、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８ｋｓｉ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。

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。２９００ Ｆ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８７ｋｓ　ｉ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、５７ｋｓ　ｉ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２０ｋｓｉ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、２９０°Ｆで２０時間の 最初の工程、１時間につき５０°Ｆの加熱上昇速度における２９０°Ｆから４０ ００Ｆまでの勾配時効（ｒａｍｐｅｄ　ａｇｅ）　、続いての４００°Ｆにおけ る５８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 最低効処理、例えば、上記と同様な第１の工程および３６０°Ｆ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。

ｋｓ＋の範囲に変化するが、８４ｋｓ　Ｉ程度の高さの最終の引っ張り強さくＬ ＩＴ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 ための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。

間につき約５０°Ｆの速度で、９６０°Ｆないし１０００″Ｆ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９００°Ｆにおいて開始することができるように約９００°Ｆないし１００ ０°Ｆに加熱する。温度は、熱間圧延の間、９００°Ｆおよび７００°Ｆの間に 維持する。ビレットを熱間圧延して厚板製品沙なくとも１．５インチの厚さ）を 作製した後、その製品は一般には溶液熱処理される。熱処理は、１０００°Ｆ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３２０゜Ｆ 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９００°Ｆおよび１０００°Ｆ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（１，５インチより以下のゲ ージ）にする。温度は、熱間圧延の間、約９００°Ｆおよび６００°Ｆ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ね、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０．１２５インチの厚さ をもつ薄板を製造する。この製品は、約６００°Ｆないし７００°。Ｆの範囲の 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。

制御された速度で製品を約６００°Ｆから約９００°Ｆまで加熱する勾配アニー 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３２０°Ｆ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１の下記の合金を製造した。

表１ Ａ　、０９４１　６．５８　２．７４　＋、９７　．３　１８　．１５Ｂ　、０ ９４８　５．６３　２．７５　１．６９　．３４　．３９　．１３Ｃ，０９５２ ４，８０３，０５＋、６０　．３３　．３９　、＋５Ｄ　、０９５０　５．７６ 　２．５１　１．５８　Ｊ７　．３７　、＋５Ｅ　、０９５８　４．２９　３． 旧　１．４＋　、４２　．４０　．１４Ｆ　、０９６３　３．５Ｂ　３．４８　 １Ｊ６　．３６　．４０　．１３注・ ■、化学分析は、７５′ゲージ板について、ＩＣＰ　（ｉｎｄｕｃｔ　１ｖｅｌ ｙｃｏｕｐｌｅｄ　ｐｌａｓｍａ）技術によって行った。

２、組成は全て重攪％である。

１、合金選択・ 表■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立方インチあたり０．０９４および０．０９６ポンドの間 である。合金の密度の計算値は、１立方インチあたり　、０９４１、．０９４８ 、．０９５０、．０９５２、．０９５８および　、０９６３ポンドである。三つ の合金Ｂ、　ＣおよびＤの密度は、１立方インチあたり約　、０９５ポンドであ 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（ｐｒｅ ｄｏｍｉｎａｎｔ　ｓｔｒｅｎｇｈｔｈｅｎｉｎｇ　ｐｒｅｃｌｐｉｔＣ０全溶 質含量 合金Ｂと比較した。

２、鋳造および均質化 １．５０°Ｆ／時間で９４０°Ｆまで加熱２．９４０°Ｆにおいて８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らであった。

プレートのために １．９５０°Ｆに予熱および３ないし５時間均熱２、熱間圧延前に９００’Ｆに 空冷 ３．４′の厚さのスラブに横圧延 ４、　０．　７５’ゲージ板に縦圧延 ５、室温まで空冷 シートのために １．９５０’　Ｆに予熱および３ないし５時間均熱２、熱間圧延前に９００６Ｆ に空冷 ３、２．　５’ゲージのスラブ（１６′製品幅）に横圧延４．９５０°Ｆに加熱 ５．９００’　Ｆに空冷 ６、　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、溶液熱処理 プレート ０．７５’ゲ一ジ板製品を２４′の長さに切断し、そして１０００°Ｆで１時間 溶液熱処理を行い、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 １／８′ゲ一ジシート板製品を５０°Ｆ／時間で６００°Ｆから９００°Ｆまで 傾斜焼きなましを行い、次いで１０００°Ｆで１時間溶液熱処理行い、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 ％延伸を受けた。

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３２０°Ｆにお いて１２．１６、および／または３２時間時効処理した。

？ユニ Ｔ３焼戻し板のサンプルを３２０°Ｆ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、０．３５０’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＝ｉ、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。

？ユニ シートゲージ引っ張り試験を、幅０．２５’、長さ１′の減少した断面を有する 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１６′、長さ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１１に示 す。合金り、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。強震／靭性特性を他の商業的合金：ＡＡ７０７５−Ｔ５および ＡＡ２０２４−Ｔ３と比較するために、目標の特性が合金ＡＡ２０９０−Ｔ８（ ７）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 、ＲｌＪ、Ｒｉｏｊａ他のｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅ−Ｐｒｏｐｅｒｔｙ　Ｒｅ１ａ ｔｉ。

ｎ５ｈｉｐ　ｉｎ　Ａｌ−Ｌｉ　Ａ１１ｏｙＪ、Ｗｅｓｔｅｃ　Ｃｏｎｆｅｒｅ ｎｃｅ、１．９９０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、ＡＡ７０７６５−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との間の平面応力破壊靭性値における主な 差異は、Ｌｉ−Ｃｕ比の金属学的意義を実証した。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ＴＩ 析出物の密度が比較されている。Ｌ　１−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ＴＩ相析出物でδ′相をごく少量の痕跡として含む。Ｔ １相もγ了は、δ′相とは異なり、容易に剪断されないので、平面滑り作用（ｐ ｌａｎａｒ　５ｌｉｐ　ｂｅｈａｖｉｏｒ）の傾向が少なく、より均質な滑り作 用が生じる。Ｌｉ−Ｃｕ比が５．８よりも高い合金は、合金へのように、破壊靭 性に不利に影響するδ′相の密度が高くなることを見出だした（図３参照）。

表１１ Ｔ８焼戻しにおける０、１２５’ゲージシートの機械的試験結果Ａ　８／３２０ Ｌ　７７．０　？０．９　８．０　９０．８（７６，２）ＬＴ　７８．８　７０ ．９　１００ ！６／３２０　Ｌ　８０．６　７５．１　６．０　５８．４　（５２，５）ＬＴ 　８０．８　７４．５　８．５ ２４／３２０　Ｌ　８２．４　７７、７　７．０ＬＴ　８３．４　７７．８　８ ．ｆｌ Ｂ　８／３２０Ｌ　６９．５　６４．９　１０．５　１１３．４（９０，１）Ｌ Ｔ　６９．６　６２．５　９．５ ＋６／３２０　Ｌ　７４．６　７１．０　９．８　９１．９　（８０，９）ＬＴ 　７５．５　６９．８　１１．０ ２４／３２０　Ｌ　７４．６　７０．２　８．０ＬＴ　７５．４　７１．１　９ ．５ Ｃ８／３２０Ｌ　？６．５　７２．０　＋０．０　１４３．２（１０４，２１Ｌ Ｔ　７４．９　６８．７　１０．０ １６／３２０１　７９．５　７５．７　１［１，０９７，［ｌ　（１１０，８） ＬＴ　７８．２　７３．４　１０．０ ２４／３２０　Ｌ　１１０．６　７７、６　８．０ＬＴ　７９．５　７４Ｊ　１ ０．５ 注： １、引っ張り試験の結果は、二つの平均値である。

２、引っ張り試験は、０．２５’ゲ一ジ幅の平らな予備サイズの引っ張り試料で 行われる。

３、平面応力破壊靭性試験は、クリーニングの前に疲労させて予備亀裂が生じた 、幅１６″、長さ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。

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 １１１に示す。この結果は図５にプロットされ、強度／靭性特性がＡＩ合金二Ａ Ａ−７０７５−７６５１と比較されている。

表１１１ Ｔ８焼戻しにおける０、７５’ゲージ板の機械的試験結果Ａ　Ｉ６／３２０　８ ６．７　８２．５　ｆｉ、ｏ　１５．７／１６．２２４／３２０　８７．０　ｇ ３．５　５．７　１４．２／１４．５Ｂ　ＩＩ／３２０　７８．３　７３．２　 ８．６　Ｎ／＾１Ｇ／３２０　８４．４　８０４　１１．３　３１．７／３３． ７２４／３２０　８４．１１　８１．０　Ｂ、２　３０．Ｍ２Ｓ、６ＣＩ！／３ ２０　８３．２　７ｇ、９　９．３　Ｎ／ＡＩ６／３２０　８５．８　１１．９ 　７．９　２４．６２４／３２０　１１ｓ、６　ａｉ＋　６．４　２２．６Ｄ　 Ｉ／３２０　７４．Ｏｆｉ１２１６　Ｎ／Ａ１１ｔ／３２０　１１．２　７３． ６　１１１．０　３６．７２４／３２０　７１．５　？Ｓ、０　１３　３０．Ｉ Ｅ　８／３２０　１１．７　７１゜４　１１．０　４３．９＋６／３２０　８２ ．６　７１１　１１．０　３７．７２４／３２０　１１３．６　８０．３　１１ ．０　３２．７Ｆ　８／３２０　８７．０　８３．８　１１．０　！！、！１１ Ｇ／３２０　０．７　ｇ５．５　１１．６　２４９２４／Ｈｅ　８１９　１１１ ２　１１．０　２５．１１、全ての引っ張り特性は、２つの復製テストの平均値 である。

２、破壊靭性試験結果の全ては、単一の試験からのものである。

３、引っ張り試験は、０．３５０’の円筒形試料の縦方向について行った。

４、破壊靭性試験は、Ｗ＝１．５コンパクトテンシヨン試料について行った。

表ＩＩ＋および図５から、合金Ｂ５Ｃ５ＤＳＥおよびＦは良好な強度／靭性の関 係を持ち、それらはＡＡ７０７５−Ｔ６５１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比を有する合金りを合金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、合金りの強度は合金Ｂよりも約７ｋｓｉ低いが、しかし合金 りは、俺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平方インチ当たり０．０９６の好ましい値よりも 高い。

要約として、図２は、強度７′靭性／″密度の要求目標を満足して、ＡＡ７０７ ５−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、与えられたＬｉ：Ｃｕ比における非平衡溶解度限界よ りも低くずべきてあり、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。

与えられたＬｉ：Ｃｕ比における許容できるＣｕ含量、または、全溶質含量の要 件は、もしも高められた温度安定性が、合金から作られた構造成分の全サービス 寿命のために許容される破壊靭性特性を維持するのに要求されるならば、より限 定することが必要である。

高められた温度環境において、好ましいＣｕ含量は、与えられた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，ＩＬｉ　−０，４Ｍｇ−０，４Ａｇ −０゜１４Ｚｒ　（溶解度眼界より０．５％低い）および３．　０Ｃｕ−１，４ Ｌｉ　−０゜４Ｍｇ−０，４Ａｇ−０，１４Ｚｒ　（溶解度限界より０．５％低 い）の合金は、３００°Ｆ、３２５°Ｆおよび３５０°Ｆ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、２０ｋｓｉ 　Ｊｉｎｃｈ以上の破壊靭性値（Ｋｌ　ｃ）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−０，４Ａ ｇ−０，１４Ｚｒ（溶解度限界より０．２５％低い）の合金の破壊靭性は、３２ ５°Ｆにおいて１００時間の熱露出の後、２０ｋｓｉ４ｉｎｃｈ以下の受容でき ない値に低下する。

強度および破壊靭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，ｌＬｉ−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、与えられた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、立方インチ当り０．０９４５および０．０９６ポンドの間の密度を持つ 。図３に示すように、ＣｕおよびＬｉ含量は、０．０９６の１ｓｏ−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％Ｃ ｕ−１，８％Ｌｉ、３，５％Ｃｕ−１，５％Ｌｉ、２．７５％Ｃｕ−１，３％Ｌ ｉ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１．い実施態 様を参照１．て記述した。（〜かしながら、当業行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、そ才１らに限定されると考えるべきてはない 。

ＦＩＧ、　４Ｇ ＦＩＧ、　４Ｃ （ｕ＋ｕ＋へ一＋ｓ４＞　５＝ａｕｔ４６ｎｏｌ　９Ｊｎ４）ＤＪＪ補正書の翻 訳文の提出書（特許法第１８４条の７第１項）平成５年１１月１１°日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．実質的に下記式よりなる低密度アルミニウム基合金：ＣＵａＬｉｂＭｇｃＡ ｇｄＺｒｅＡｌｂａｌ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０．０９４５ないし０．０９６０ｌｂｓ／ｉｎ３の範囲の 密度をもつ。 ２．合金が、合計０．５重量％までの不純物および結晶粒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．シート製品の形態において、最終引っ張り強さが６９〜８４ｋｓｉの範囲で あり、引っ張り降伏強さが６２〜７８ｋｓｉの範囲であり、そして伸びが１１％ 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．約０．０９５１ｂｓ／ｉｎ３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。 ５．一つの軸がＣｕ含量を、他の軸がＬｉ含量を示すグラフにおいて、Ｃｕ：Ｌ ｉ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％Ｌｉ。 ６．本質的に下記式よりなる低密度アルミニウム基合金：ＣＵａＬｉｂＭｇｃＡ ｇｄＺｒｅＡＩｂａｌここで、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびｂａｌは、重量％によ る各合金成分のバランスを示し、ここでａは３．０５、ｂは１．６、ｃは０．３ 、ｄは０．３９、ｅは０．１５であり、そしてｂａｌは残分がＡｌであることを 示し、そして密度が０．９５２ｌｂｓ／ｉｎ３である。 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、ＣＵａＬｉｂＭｇｃＡｇｄＺｒｅＡｌ ｂａｌここで、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびｂａ１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＜ ＋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０．０９４５ないし０．０９６０ｌｂｓ／Ｉｎ３の範囲の密度をもつ。 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 。 １２．請求の範囲第５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 。 １３．請求の範囲第６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 。