JPH0713281B2 - アルミニウムベース合金加工製品の製造方法 - Google Patents
アルミニウムベース合金加工製品の製造方法Info
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- JPH0713281B2 JPH0713281B2 JP60291807A JP29180785A JPH0713281B2 JP H0713281 B2 JPH0713281 B2 JP H0713281B2 JP 60291807 A JP60291807 A JP 60291807A JP 29180785 A JP29180785 A JP 29180785A JP H0713281 B2 JPH0713281 B2 JP H0713281B2
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- product
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
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Description
【発明の詳細な説明】 本発明はアルミニウムベース合金製品の製造方法に関
し、そして更に特に、本発明は改良された耐食性を有す
る、改良されたリチウム含有アルミニウムベース合金製
品の製造方法に関する。
し、そして更に特に、本発明は改良された耐食性を有す
る、改良されたリチウム含有アルミニウムベース合金製
品の製造方法に関する。
航空機産業において、一般に航空機の重量を減ずる最も
有効な方法の一つは航空機構造に使用させるアルミニウ
ム合金の密度を減ずることは認められている。この合金
密度を減ずる目的のために、リチウム添加を行なつてい
る。しかしながら、アルミニウム合金へリチウム添加は
問題なしではない。例えば、アルミニウム合金へリチウ
ムの添加はしばしば延性と破壊じん性の減少を生ずる。
この使用が航空機部品である場合には、リチウム含有合
金が改良された破壊じん性と強度の両方を有することは
肝要である。
有効な方法の一つは航空機構造に使用させるアルミニウ
ム合金の密度を減ずることは認められている。この合金
密度を減ずる目的のために、リチウム添加を行なつてい
る。しかしながら、アルミニウム合金へリチウム添加は
問題なしではない。例えば、アルミニウム合金へリチウ
ムの添加はしばしば延性と破壊じん性の減少を生ずる。
この使用が航空機部品である場合には、リチウム含有合
金が改良された破壊じん性と強度の両方を有することは
肝要である。
航空機に通常使用されるAA（アルミニウムアソシエーシ
エン）2024−T3X及び7050−TXのような従来の合金を考
慮した時に、高い強度と高い破壊じん性を得ることが極
めて難しいことが認められよう。例えば、J.T.Stanley
の論文“Microstructure and Toughness of High-Stren
gth Aluminum Alloys“Properties Related to Fractur
e Toughness,ASTM STP605、ASTM、1976年第71−103頁は
一般にAA2024シートに対して、強度が増加するにつれて
じん性が減少することを示す。また、同じ論文で、AA70
50プレートでも当てはまることが認められよう。更に望
ましい合金はじん性にごく最小の又は全く減少がなく増
加した強度を許し又は強度とじん性のより望ましい組合
せを供するために強度が増加するにつれてじん性が調節
される処理工程を可能にする。更に、より望ましい合金
では、強度とじん性のこの組合せで５から15％のオーダ
ーの密度減少を有するアルミニウム‐リチウム合金を得
ることができる。低い重量及び高い強度とじん性が高い
燃料節約に変換される航空産業においてこの合金は広く
使用されよう。かくして、じん性で殆ど又は全くの犠性
なしに高い強度のような性質を得ること又は強度が増加
するにつれてじん性を調節できることは著しく独特なア
ルミニウム‐リチウム合金製品を生ずることが認められ
よう。
エン）2024−T3X及び7050−TXのような従来の合金を考
慮した時に、高い強度と高い破壊じん性を得ることが極
めて難しいことが認められよう。例えば、J.T.Stanley
の論文“Microstructure and Toughness of High-Stren
gth Aluminum Alloys“Properties Related to Fractur
e Toughness,ASTM STP605、ASTM、1976年第71−103頁は
一般にAA2024シートに対して、強度が増加するにつれて
じん性が減少することを示す。また、同じ論文で、AA70
50プレートでも当てはまることが認められよう。更に望
ましい合金はじん性にごく最小の又は全く減少がなく増
加した強度を許し又は強度とじん性のより望ましい組合
せを供するために強度が増加するにつれてじん性が調節
される処理工程を可能にする。更に、より望ましい合金
では、強度とじん性のこの組合せで５から15％のオーダ
ーの密度減少を有するアルミニウム‐リチウム合金を得
ることができる。低い重量及び高い強度とじん性が高い
燃料節約に変換される航空産業においてこの合金は広く
使用されよう。かくして、じん性で殆ど又は全くの犠性
なしに高い強度のような性質を得ること又は強度が増加
するにつれてじん性を調節できることは著しく独特なア
ルミニウム‐リチウム合金製品を生ずることが認められ
よう。
本発明の目的は、溶体化熱処理し破壊じん性を実質的に
損ねないで強度特性を高めた後、アルミニウム・リチウ
ム合金製品を提供する方法、及び該製品を加工する方法
を提供することにある。
損ねないで強度特性を高めた後、アルミニウム・リチウ
ム合金製品を提供する方法、及び該製品を加工する方法
を提供することにある。
本発明の目的は、更に、破壊じん性を実質的に減じない
で溶体化熱処理した後、加工されたアルミニウム・リチ
ウム合金製品の強度を高める方法を提供することにあ
る。
で溶体化熱処理した後、加工されたアルミニウム・リチ
ウム合金製品の強度を高める方法を提供することにあ
る。
これらの目的及び他の目的は明細書、図面及び特許請求
の範囲から明らかになろう。
の範囲から明らかになろう。
これらの目的に従つて、強度、破壊じん性及び耐食性の
改良された組合せを有するアルミニウムベース合金加工
製品が供される。この製品はエージング、即ち時効に適
した状態で得られそして破壊じん性又は耐食性を殆んど
損ねることなくエージング処理に応じて改良された強度
を発現する性能を有する。この製品は2.2から3.0重量％
のLi、0.4から2.0重量％のMg、0.2から1.6重量％のCu、
０から2.0重量％のMn、0.5重量％最大のFe、0.5重量％
最大のSiを含み、残りがアルミニウムと不可避不純物で
ある。この製品は延伸に等価の加工効果を付与すること
ができ、このためこの製品はエージング後に改良された
強度と破壊じん性の組合せを有する。強度、破壊じん性
及び耐食性の改良された組合せを有するアルミニウムベ
ース合金を製造する方法で、リチウム含有アルミニウム
ベース合金のボデーが供されそして加工されて加工アル
ミニウム製品を生ずる。この加工製品を最初に溶体化熱
処理でき、そして次に延伸し又は他の方法で延伸に等価
の量を加工できる。延伸による加工の程度は例えば残留
する内部急冷応力の除去に対して使用されるものより通
常には大きい。
改良された組合せを有するアルミニウムベース合金加工
製品が供される。この製品はエージング、即ち時効に適
した状態で得られそして破壊じん性又は耐食性を殆んど
損ねることなくエージング処理に応じて改良された強度
を発現する性能を有する。この製品は2.2から3.0重量％
のLi、0.4から2.0重量％のMg、0.2から1.6重量％のCu、
０から2.0重量％のMn、0.5重量％最大のFe、0.5重量％
最大のSiを含み、残りがアルミニウムと不可避不純物で
ある。この製品は延伸に等価の加工効果を付与すること
ができ、このためこの製品はエージング後に改良された
強度と破壊じん性の組合せを有する。強度、破壊じん性
及び耐食性の改良された組合せを有するアルミニウムベ
ース合金を製造する方法で、リチウム含有アルミニウム
ベース合金のボデーが供されそして加工されて加工アル
ミニウム製品を生ずる。この加工製品を最初に溶体化熱
処理でき、そして次に延伸し又は他の方法で延伸に等価
の量を加工できる。延伸による加工の程度は例えば残留
する内部急冷応力の除去に対して使用されるものより通
常には大きい。
本発明に係る合金は0.5から4.0重量％のLi、０から5.0
重量％のMg、5.0重量％までのCu、０から1.0重量％のZ
r、０から2.0重量％のMn、０から7.0重量％のZn、0.5重
量％最大のFe、0.5重量％最大のSiを含有でき、残りが
アルミニウムと不可避不純物である。この不純物は好ま
しくは各々約0.05重量％まで限定されそして不純物の組
合せは好ましくは0.15重量％を越えるべきではない。こ
れらの限界内で、すべての不純物の合計は0.35重量％を
越えないことが好ましい。
重量％のMg、5.0重量％までのCu、０から1.0重量％のZ
r、０から2.0重量％のMn、０から7.0重量％のZn、0.5重
量％最大のFe、0.5重量％最大のSiを含有でき、残りが
アルミニウムと不可避不純物である。この不純物は好ま
しくは各々約0.05重量％まで限定されそして不純物の組
合せは好ましくは0.15重量％を越えるべきではない。こ
れらの限界内で、すべての不純物の合計は0.35重量％を
越えないことが好ましい。
本発明に従つた好適な合金は1.0から4.0重量％のLi、0.
1から5.0重量％のCu、０から5.0重量％のMg、０から1.0
重量％のZr、０から2.0重量％のMnを含有でき、残りが
アルミニウムと前記に特定した不純物である。代表的な
合金組成物は2.0から3.0重量％のLi、0.5から4.0重量％
のCu、０から3.0重量％のMg、０から0.2重量％のZr、０
から1.0重量％のMn及び最大0.1重量％のFe及びSiの各々
を含有する。
1から5.0重量％のCu、０から5.0重量％のMg、０から1.0
重量％のZr、０から2.0重量％のMnを含有でき、残りが
アルミニウムと前記に特定した不純物である。代表的な
合金組成物は2.0から3.0重量％のLi、0.5から4.0重量％
のCu、０から3.0重量％のMg、０から0.2重量％のZr、０
から1.0重量％のMn及び最大0.1重量％のFe及びSiの各々
を含有する。
強度とじん性の改良された組合せの外に改良された耐食
性が必要である時には、本発明の合金は2.2から3.0重量
％のLi、0.4から2.0重量％のMg、0.2から1.6重量％のC
u、０から2.0重量％のMn、0.5重量％最大のFe、0.5重量
％最大のSi、0.01から0.2重量％のZrを含有しなければ
ならず、残りがアルミニウムと不可避不純物である。こ
の不純物は好ましくは各々約0.05重量％に限定され、そ
して不純物の組合せは好ましくは0.15重量％を越えるべ
きではない。これらの限界内で、すべての不純物の合計
が0.35重量％を越えないことが好ましい。
性が必要である時には、本発明の合金は2.2から3.0重量
％のLi、0.4から2.0重量％のMg、0.2から1.6重量％のC
u、０から2.0重量％のMn、0.5重量％最大のFe、0.5重量
％最大のSi、0.01から0.2重量％のZrを含有しなければ
ならず、残りがアルミニウムと不可避不純物である。こ
の不純物は好ましくは各々約0.05重量％に限定され、そ
して不純物の組合せは好ましくは0.15重量％を越えるべ
きではない。これらの限界内で、すべての不純物の合計
が0.35重量％を越えないことが好ましい。
破壊じん性と耐食性の両方を最大にすることが望ましい
時には、本発明に従つた好適な合金は2.3から2.6重量％
のLi、0.5から0.8重量％のCu、1.0から1.4重量％のMg、
０から0.5重量％のMn、0.09から0.15重量％のZrを含有
でき、残りがアルミニウムと前記に特定した不純物であ
る。
時には、本発明に従つた好適な合金は2.3から2.6重量％
のLi、0.5から0.8重量％のCu、1.0から1.4重量％のMg、
０から0.5重量％のMn、0.09から0.15重量％のZrを含有
でき、残りがアルミニウムと前記に特定した不純物であ
る。
ごく僅かに耐食性を減じながら、破壊じん性を改良する
ことが望ましい場合には、本発明に従つた好適な合金は
2.2から2.4重量％のLi、0.8から1.2重量％のCu、1.0か
ら1.4重量％のMg、０から0.5重量％のMn、0.09から0.15
重量％のZrを含有でき、残りがアルミニウムと前記に特
定した不純物である。代表的な合金組成物は2.3重量％
のLi、1.0重量％のCu、1.1重量％のMg、0.12重量％のZr
及び最大0.1重量％のFe及びSiの各々を含有する。
ことが望ましい場合には、本発明に従つた好適な合金は
2.2から2.4重量％のLi、0.8から1.2重量％のCu、1.0か
ら1.4重量％のMg、０から0.5重量％のMn、0.09から0.15
重量％のZrを含有でき、残りがアルミニウムと前記に特
定した不純物である。代表的な合金組成物は2.3重量％
のLi、1.0重量％のCu、1.1重量％のMg、0.12重量％のZr
及び最大0.1重量％のFe及びSiの各々を含有する。
破壊じん性と耐食性を最大にしながら最低の密度を得る
ために、次に好ましくはこの合金組成物は2.6から3.0重
量％のLi、0.3から0.6重量％のCu、0.8から1.2重量％の
Mg、０から1.0重量％のMn、0.09から0.15重量％のZrで
あり、残りはアルミニウムと前記に特定した不純物であ
る。
ために、次に好ましくはこの合金組成物は2.6から3.0重
量％のLi、0.3から0.6重量％のCu、0.8から1.2重量％の
Mg、０から1.0重量％のMn、0.09から0.15重量％のZrで
あり、残りはアルミニウムと前記に特定した不純物であ
る。
本発明において、リチウムはたんに密度に著しい減少を
許すだけでなく引張強さと降伏強さを著しく改良し並び
に弾性係数を改良するので非常に重要である。更に、リ
チウムの存在は耐疲労性を改良する。けれども最も顕著
には、他の調節された量の合金元素と組合せたリチウム
の存在が加工して密度に有意義な減少を保ちながら強度
と破壊じん性の独特な組合せを供することができるアル
ミニウム合金製品を可能にする。0.5重量％以下のLiは
合金の密度に顕著な減少を供さず、そして４重量％のLi
はかなりの程度まで他の合金元素に応じて、リチウムの
溶解度限界に近いことは認められよう。現在より高いレ
ベルのリチウムが合金製品のじん性と強度の組合せを改
良することは予想されない。
許すだけでなく引張強さと降伏強さを著しく改良し並び
に弾性係数を改良するので非常に重要である。更に、リ
チウムの存在は耐疲労性を改良する。けれども最も顕著
には、他の調節された量の合金元素と組合せたリチウム
の存在が加工して密度に有意義な減少を保ちながら強度
と破壊じん性の独特な組合せを供することができるアル
ミニウム合金製品を可能にする。0.5重量％以下のLiは
合金の密度に顕著な減少を供さず、そして４重量％のLi
はかなりの程度まで他の合金元素に応じて、リチウムの
溶解度限界に近いことは認められよう。現在より高いレ
ベルのリチウムが合金製品のじん性と強度の組合せを改
良することは予想されない。
強度と破壊じん性の独特な組合せ、並びに密度の減少の
外に高いレベルの耐食性を得ることはすべての合金元素
の注意深い選択を必要とする。例えば、加えた１重量％
のLiごとに、合金の密度は約2.4％減少する。かくし
て、密度が唯一つの配慮である場合にはLiの量は最大に
なろう。しかしながら、一定の強度レベルでじん性を増
加することが望ましい場合には、Cuを加えるべきであ
る。しかしながら、合金へ加えた１重量％ごとに、密度
は0.87％だけ増加し、そして耐食性と応力腐食クラツキ
ングに対する耐性が減少する。同様に加えた１重量％Mn
ごとに、密度は約0.85％増加する。かくして、例えばCu
及びMnのような合金元素の添加によりリチウムの利益を
失うことを避けるよう注意しなければならない。従つ
て、重量を減ずるためリチウムは最も重要な元素である
が、適正なレベルの強度、破壊じん性、耐食性及び耐応
力腐食クラツキング性を得るために他の元素が重要であ
る。
外に高いレベルの耐食性を得ることはすべての合金元素
の注意深い選択を必要とする。例えば、加えた１重量％
のLiごとに、合金の密度は約2.4％減少する。かくし
て、密度が唯一つの配慮である場合にはLiの量は最大に
なろう。しかしながら、一定の強度レベルでじん性を増
加することが望ましい場合には、Cuを加えるべきであ
る。しかしながら、合金へ加えた１重量％ごとに、密度
は0.87％だけ増加し、そして耐食性と応力腐食クラツキ
ングに対する耐性が減少する。同様に加えた１重量％Mn
ごとに、密度は約0.85％増加する。かくして、例えばCu
及びMnのような合金元素の添加によりリチウムの利益を
失うことを避けるよう注意しなければならない。従つ
て、重量を減ずるためリチウムは最も重要な元素である
が、適正なレベルの強度、破壊じん性、耐食性及び耐応
力腐食クラツキング性を得るために他の元素が重要であ
る。
特に本発明に従つて使用する前記の範囲内の銅に関し
て、高い強度レベルで破壊じん性の損失を減じることに
より銅の存在が合金製品の性質を高める。即ち、リチウ
ムに比較して、例えば本発明では銅はじん性と強度のよ
り高い組合せを供する性能を有する。例えば、銅なしに
強度を増加するためリチウムを更に添加して使用する場
合には、強度を増加するため銅を使用した場合よりじん
性の減少がより大きくなろう。かくして、本発明におい
て合金を選択する時に、所望されるじん性と強度をバラ
ンスするように選択することが重要であり、その理由は
両元素が共に作用して本発明に従つて独特にじん性と強
度を供するからである。前記に示した範囲では特に銅の
上限に関して固執することが重要であり、その理由は過
剰量は金属間化合物の望ましくない生成を導き、これは
破壊じん性を阻害する。更に、より高いレベルの銅は腐
食と応力腐食クラツキングに対して減少した耐性を生ず
る。従つて、本発明に従つて、銅に対して前記の範囲に
固執すると、第８図に示すように、破壊じん性、強度、
腐食及び応力腐食クラツキングを最大にできることが発
見された。
て、高い強度レベルで破壊じん性の損失を減じることに
より銅の存在が合金製品の性質を高める。即ち、リチウ
ムに比較して、例えば本発明では銅はじん性と強度のよ
り高い組合せを供する性能を有する。例えば、銅なしに
強度を増加するためリチウムを更に添加して使用する場
合には、強度を増加するため銅を使用した場合よりじん
性の減少がより大きくなろう。かくして、本発明におい
て合金を選択する時に、所望されるじん性と強度をバラ
ンスするように選択することが重要であり、その理由は
両元素が共に作用して本発明に従つて独特にじん性と強
度を供するからである。前記に示した範囲では特に銅の
上限に関して固執することが重要であり、その理由は過
剰量は金属間化合物の望ましくない生成を導き、これは
破壊じん性を阻害する。更に、より高いレベルの銅は腐
食と応力腐食クラツキングに対して減少した耐性を生ず
る。従つて、本発明に従つて、銅に対して前記の範囲に
固執すると、第８図に示すように、破壊じん性、強度、
腐食及び応力腐食クラツキングを最大にできることが発
見された。
強度に対する銅の効果は２及び６％延伸で第８図に示さ
れる。更に、耐食性に関するより多い量の銅の有害な効
果が示される。即ち、より大きな強度はより多い量の銅
で得られるが耐食性は低下することそしてより少ない量
の銅では耐食性は改良されるが強度が低下することが示
される。
れる。更に、耐食性に関するより多い量の銅の有害な効
果が示される。即ち、より大きな強度はより多い量の銅
で得られるが耐食性は低下することそしてより少ない量
の銅では耐食性は改良されるが強度が低下することが示
される。
主として強度を増加する目的のためにこの種のアルミニ
ウム合金にマグネシウムを加え又は供するが、これは密
度を僅かに減少し、その点から有益である。マグネシウ
ムに対して前記の上限に固執することが重要であり、そ
の理由は過剰のマグネシウムはまた特に粒子境界で望ま
しくない相の形成を通して、破壊じん性に関する阻害を
導く。
ウム合金にマグネシウムを加え又は供するが、これは密
度を僅かに減少し、その点から有益である。マグネシウ
ムに対して前記の上限に固執することが重要であり、そ
の理由は過剰のマグネシウムはまた特に粒子境界で望ま
しくない相の形成を通して、破壊じん性に関する阻害を
導く。
マンガンの量も厳密に調節すべきである。特に最終製品
でマンガンを加えて粒子構造調節に寄与する。マンガン
はまた分散質形成元素でありそして熱処理により小粒子
形で沈殿しかつその利点の一つとして強度増大効果を有
する。
でマンガンを加えて粒子構造調節に寄与する。マンガン
はまた分散質形成元素でありそして熱処理により小粒子
形で沈殿しかつその利点の一つとして強度増大効果を有
する。
Al20Cu2Mn3及びAl12Mg2Mnのような分散質をマンガンに
より形成できる。クロムもまた粒子構造調節のため使用
できるが、好適性はより少ない。粒子構造調節のためジ
ルコニウムは好適な物質である。亜鉛の使用は特にマグ
ネシウムと組合せて増加したレベルの強度を生ずる。し
かしながら、過剰量の亜鉛は金属間相の形成を通してじ
ん性を損ねる。
より形成できる。クロムもまた粒子構造調節のため使用
できるが、好適性はより少ない。粒子構造調節のためジ
ルコニウムは好適な物質である。亜鉛の使用は特にマグ
ネシウムと組合せて増加したレベルの強度を生ずる。し
かしながら、過剰量の亜鉛は金属間相の形成を通してじ
ん性を損ねる。
ここで使用したじん性又は破壊じん性はボデー、例えば
シート又はプレートの耐性に関連し、クラツク又は他の
傷の不安定な成長に関連する。
シート又はプレートの耐性に関連し、クラツク又は他の
傷の不安定な成長に関連する。
強度とじん性の改良された組合せは一定レベルの強度で
より高いじん性値に対して又は一定レベルのじん性でよ
り高い強度値に対して強度とじん性間の正常な逆関係に
おけるシフトである。例えば第７図において、Ｄ点から
Ａ点へ行くことは通常には合金の強度を増加することに
関連してじん性の損失を示す。対照的に、Ａ点からＢ点
に行くことは同一のじん性レベルで強度の増大を生ず
る。かくして、Ｂ点は強度とじん性の改良された組合せ
である。また、Ａ点からＣ点へ行くことはじん性が減少
しながら強度の増加を生ずるが、強度とじん性の組合せ
はＡ点と比較して改良される。しかしながら、Ｄ点に比
較して、Ｃ点ではじん性が改良されそして強度は大体同
一に留まり、そして強度とじん性の組合せが改良される
と考えられる。また、Ｄ点に比較してＢ点をとると、じ
ん性は改良されかつ強度は減少するがなお強度とじん性
の組合せは再び改良されると考えられる。
より高いじん性値に対して又は一定レベルのじん性でよ
り高い強度値に対して強度とじん性間の正常な逆関係に
おけるシフトである。例えば第７図において、Ｄ点から
Ａ点へ行くことは通常には合金の強度を増加することに
関連してじん性の損失を示す。対照的に、Ａ点からＢ点
に行くことは同一のじん性レベルで強度の増大を生ず
る。かくして、Ｂ点は強度とじん性の改良された組合せ
である。また、Ａ点からＣ点へ行くことはじん性が減少
しながら強度の増加を生ずるが、強度とじん性の組合せ
はＡ点と比較して改良される。しかしながら、Ｄ点に比
較して、Ｃ点ではじん性が改良されそして強度は大体同
一に留まり、そして強度とじん性の組合せが改良される
と考えられる。また、Ｄ点に比較してＢ点をとると、じ
ん性は改良されかつ強度は減少するがなお強度とじん性
の組合せは再び改良されると考えられる。
前記のように調節量の合金元素を有する合金製品を供す
ると同様に、強度と破壊じん性の両方の最も望ましい特
性を供するために特定の方法段階によりこの合金を製造
することが望ましい。かくしてここに記載する合金を鋳
造製品のため当業者に現在使用される鋳造技術により好
適な加工製品に製造のためインゴツト又はビレツトとし
て供することができ、連続鋳造が好ましい。更に、この
合金を所望される最終製品に応じて約1/4から２又は３
インチ又はそれ以上の厚さに圧延鋳造し又はスラブ鋳造
できる。この合金は前記の範囲内の組成を有する粉末ア
ルミニウム合金のような微粒子から一体化したビレツト
形で供することもできることは注目すべきである。噴
霧、機械合金化及びメルトスピンニングのような方法に
よりこの粉末又は粒子物質を製造できる。このインゴツ
ト又はビレツトを予め加工し又は成形して続く加工操作
のため適当な材料を供する。主要な加工操作の前に、こ
の合金材料に好ましくは均質化を行ない、そして好まし
くは少なくとも１時間の間482〜566℃（900〜1050゜F）
の範囲内の金属温度でLi及びCuのような可溶性元素を溶
解しそして金属の内部構造を均質化する。好適な時間は
均質化温度範囲内で約20時間又はそれ以上である。通常
には、熱上昇及び均質化処理は40時間以上には延びな
い；しかしながら、より長い時間は通常には有害ではな
い。均質化温度で20から40時間が極めて好適であると判
つた。加工性を促進する成分を溶解する外に、最終粒子
構造を調節することを助けるMn及びZr含有分散質を沈殿
すると考えられることでこの均質化処理は重要である。
ると同様に、強度と破壊じん性の両方の最も望ましい特
性を供するために特定の方法段階によりこの合金を製造
することが望ましい。かくしてここに記載する合金を鋳
造製品のため当業者に現在使用される鋳造技術により好
適な加工製品に製造のためインゴツト又はビレツトとし
て供することができ、連続鋳造が好ましい。更に、この
合金を所望される最終製品に応じて約1/4から２又は３
インチ又はそれ以上の厚さに圧延鋳造し又はスラブ鋳造
できる。この合金は前記の範囲内の組成を有する粉末ア
ルミニウム合金のような微粒子から一体化したビレツト
形で供することもできることは注目すべきである。噴
霧、機械合金化及びメルトスピンニングのような方法に
よりこの粉末又は粒子物質を製造できる。このインゴツ
ト又はビレツトを予め加工し又は成形して続く加工操作
のため適当な材料を供する。主要な加工操作の前に、こ
の合金材料に好ましくは均質化を行ない、そして好まし
くは少なくとも１時間の間482〜566℃（900〜1050゜F）
の範囲内の金属温度でLi及びCuのような可溶性元素を溶
解しそして金属の内部構造を均質化する。好適な時間は
均質化温度範囲内で約20時間又はそれ以上である。通常
には、熱上昇及び均質化処理は40時間以上には延びな
い；しかしながら、より長い時間は通常には有害ではな
い。均質化温度で20から40時間が極めて好適であると判
つた。加工性を促進する成分を溶解する外に、最終粒子
構造を調節することを助けるMn及びZr含有分散質を沈殿
すると考えられることでこの均質化処理は重要である。
この均質化処理後に、この金属を圧延し又は押出し又は
他に加工操作を行なつてシート、プレート又は押出物又
は最終製品に成形するのに適した他の材料を供給でき
る。シート又はプレート状製品を製造するために、シー
トのために0.1から0.25インチそしてプレートのために
0.25から6.0インチの範囲に及ぶ厚さに合金のボデーを
熱間圧延するとよい。熱間圧延の目的のために、温度は
399〜538℃（750〜1000゜F）の範囲内であるべきであ
る。好ましくは、この金属温度は最初には482〜523℃
（900〜975゜F）の範囲内である。
他に加工操作を行なつてシート、プレート又は押出物又
は最終製品に成形するのに適した他の材料を供給でき
る。シート又はプレート状製品を製造するために、シー
トのために0.1から0.25インチそしてプレートのために
0.25から6.0インチの範囲に及ぶ厚さに合金のボデーを
熱間圧延するとよい。熱間圧延の目的のために、温度は
399〜538℃（750〜1000゜F）の範囲内であるべきであ
る。好ましくは、この金属温度は最初には482〜523℃
（900〜975゜F）の範囲内である。
プレート製品の用途がより厚い断面を使用する翼桁であ
る時には、通常には熱間圧延以外の操作は不必要であ
る。意図する用途がより薄いゲージを必要とする翼又は
ボデーパネルである場合には、冷間圧延により更に縮小
が得られる。この縮小は例えば0.010から0.249インチ、
そして通常には0.030から0.10インチの範囲に及ぶシー
ト厚さである。
る時には、通常には熱間圧延以外の操作は不必要であ
る。意図する用途がより薄いゲージを必要とする翼又は
ボデーパネルである場合には、冷間圧延により更に縮小
が得られる。この縮小は例えば0.010から0.249インチ、
そして通常には0.030から0.10インチの範囲に及ぶシー
ト厚さである。
所望の厚さまで合金のボデーを圧延した後に、シート又
はプレート又は他の加工品に溶体化熱処理を行なつて可
溶性元素を溶解する。この溶体化熱処理は好ましくは90
0から1050゜Fの範囲内の温度で行なわれそして好ましく
は非再結晶化粒子構造を生ずる。
はプレート又は他の加工品に溶体化熱処理を行なつて可
溶性元素を溶解する。この溶体化熱処理は好ましくは90
0から1050゜Fの範囲内の温度で行なわれそして好ましく
は非再結晶化粒子構造を生ずる。
溶体化熱処理をバツチ式又は連続式で行なうことがで
き、そして処理のための時間はバツチ操作のための数時
間から連続操作のための数秒程度の短さまで異なる。基
本的には、一度金属が約538〜566℃（1000〜1050゜F）
の溶体温度に達すると、溶液効果はかなり急速に、例え
ば30から60秒程度に短かく起こる。しかしながら、この
温度に金属を加熱することは含まれる操作の型式に応じ
てかなりの長さの時間を含む。製造プラントでシート製
品をバツチ処理する際に、このシートを炉負荷中で処理
しそして全負荷を溶体温度に導くため一定の時間を必要
とし、従つて溶体化熱処理は１時間又はそれ以上、例え
ばバツチ溶体化処理では１又は２時間又はそれ以上要す
る。連続処理では、熱上昇速度を大いに増加する細長い
炉を通して単一ウエブとしてこのシートを連続的に通過
させる。この連続アプローチは特にシート製品に対して
本発明を実施する際に有利であり、その理由は比較的迅
速な熱上昇およ溶体温度で短い滞留時間が得られるから
である。従つて、発明者は約1.0分程度に短い溶体化熱
処理を意図する。短い熱上昇時間を得る別の助けとし
て、所望の温度より著しく上の炉温度又は炉帯温度が熱
上昇時間を減少させるのに有用なより大きな温度ヘツド
を供する。
き、そして処理のための時間はバツチ操作のための数時
間から連続操作のための数秒程度の短さまで異なる。基
本的には、一度金属が約538〜566℃（1000〜1050゜F）
の溶体温度に達すると、溶液効果はかなり急速に、例え
ば30から60秒程度に短かく起こる。しかしながら、この
温度に金属を加熱することは含まれる操作の型式に応じ
てかなりの長さの時間を含む。製造プラントでシート製
品をバツチ処理する際に、このシートを炉負荷中で処理
しそして全負荷を溶体温度に導くため一定の時間を必要
とし、従つて溶体化熱処理は１時間又はそれ以上、例え
ばバツチ溶体化処理では１又は２時間又はそれ以上要す
る。連続処理では、熱上昇速度を大いに増加する細長い
炉を通して単一ウエブとしてこのシートを連続的に通過
させる。この連続アプローチは特にシート製品に対して
本発明を実施する際に有利であり、その理由は比較的迅
速な熱上昇およ溶体温度で短い滞留時間が得られるから
である。従つて、発明者は約1.0分程度に短い溶体化熱
処理を意図する。短い熱上昇時間を得る別の助けとし
て、所望の温度より著しく上の炉温度又は炉帯温度が熱
上昇時間を減少させるのに有用なより大きな温度ヘツド
を供する。
最終製品にそしてこの製品を形成する際の操作に必要
な、所望の強度と破壊じん性並びに耐食性を更に供する
ために、この製品を迅速に急冷して下記に言及する強化
相の未調節沈殿を阻止し又は最小にすべきである。かく
して、本発明の実施において急冷速度は溶体温度から約
93℃（200゜F）又はそれ以下の温度へ秒当り少なくとも
38℃（100゜F）であることが好ましい。金属が約200゜F
の温度に達した後に、次にこれを空冷する。例えば本発
明の合金をスラブ鋳造し又は圧延鋳造する時に、前記に
示した工程のあるもの又はすべて省略することは可能で
あり、そしてこれは本発明の範囲内に入るものである。
な、所望の強度と破壊じん性並びに耐食性を更に供する
ために、この製品を迅速に急冷して下記に言及する強化
相の未調節沈殿を阻止し又は最小にすべきである。かく
して、本発明の実施において急冷速度は溶体温度から約
93℃（200゜F）又はそれ以下の温度へ秒当り少なくとも
38℃（100゜F）であることが好ましい。金属が約200゜F
の温度に達した後に、次にこれを空冷する。例えば本発
明の合金をスラブ鋳造し又は圧延鋳造する時に、前記に
示した工程のあるもの又はすべて省略することは可能で
あり、そしてこれは本発明の範囲内に入るものである。
ここに記載したような溶体化熱処理と急冷の後に、改良
されたシート、プレート又は押出物及び他の加工製品は
約25から50Ksiの範囲の降伏強さと の範囲内の一定レベルの破壊じん性を有する。しかしな
がら、強度を改良するため人工エージングの使用では、
破壊じん性は著しく低下する。過去において強度の改良
に関連した破壊じん性の損失を最小にするため、溶体化
熱処理しそして急冷した合金製品、特にシート、プレー
ト又は押出物を好ましくは室温で、元の長さの３％以
上、例えば約3.5％又はそれ以上の量延伸し又は他の方
法で加工し又は変形して製品に元の長さの３％以上、例
えば約3.5％又はそれ以上の延伸に等価の加工効果を付
与しなければならないことが発見されている。言及した
加工効果とは圧延及び鋳造、並び他の加工操作を含むこ
とを意味する。例えば本願の合金のシート又はプレート
の強度は人工エージングの前に延伸することによつてか
なり増大でき、そしてこの延伸は破壊じん性に殆ど又は
全く減少を引起こさないことが発見されている。比較し
得る高強度の合金では、延伸が破壊じん性に著しい低下
を生ずることが認められよう。前記のJ.F.Stanleyによ
る参考文献からとられた、第５図に示すように、AA7050
に対する延伸はじん性と強度の両方を減ずる。AA2024に
対する同様のじん性‐強度データを第６図に示す。AA20
24に対して延伸２％は延伸なしで得られたもの以上のじ
ん性と強度の組合せを増加する；しかしながら、更に延
伸することはじん性にあまり増加を供さない。それ故
に、じん性‐強度関係を考える時に、２％以上AA2024に
対して延伸することは殆ど利益がなく、そしてAA7050に
対して延伸することは有害である。対照的に、延伸又は
その等価のものが人工エージングと組合わされる時に、
破壊じん性と強度の著しく増大した組合せを有する本発
明に従つた合金製品が得られる。
されたシート、プレート又は押出物及び他の加工製品は
約25から50Ksiの範囲の降伏強さと の範囲内の一定レベルの破壊じん性を有する。しかしな
がら、強度を改良するため人工エージングの使用では、
破壊じん性は著しく低下する。過去において強度の改良
に関連した破壊じん性の損失を最小にするため、溶体化
熱処理しそして急冷した合金製品、特にシート、プレー
ト又は押出物を好ましくは室温で、元の長さの３％以
上、例えば約3.5％又はそれ以上の量延伸し又は他の方
法で加工し又は変形して製品に元の長さの３％以上、例
えば約3.5％又はそれ以上の延伸に等価の加工効果を付
与しなければならないことが発見されている。言及した
加工効果とは圧延及び鋳造、並び他の加工操作を含むこ
とを意味する。例えば本願の合金のシート又はプレート
の強度は人工エージングの前に延伸することによつてか
なり増大でき、そしてこの延伸は破壊じん性に殆ど又は
全く減少を引起こさないことが発見されている。比較し
得る高強度の合金では、延伸が破壊じん性に著しい低下
を生ずることが認められよう。前記のJ.F.Stanleyによ
る参考文献からとられた、第５図に示すように、AA7050
に対する延伸はじん性と強度の両方を減ずる。AA2024に
対する同様のじん性‐強度データを第６図に示す。AA20
24に対して延伸２％は延伸なしで得られたもの以上のじ
ん性と強度の組合せを増加する；しかしながら、更に延
伸することはじん性にあまり増加を供さない。それ故
に、じん性‐強度関係を考える時に、２％以上AA2024に
対して延伸することは殆ど利益がなく、そしてAA7050に
対して延伸することは有害である。対照的に、延伸又は
その等価のものが人工エージングと組合わされる時に、
破壊じん性と強度の著しく増大した組合せを有する本発
明に従つた合金製品が得られる。
本発明者は必ずしも発明の理論に縛られるつもりはない
が、溶体化熱処理と急冷の後に適用された、延伸のよう
な、変形又は加工は人工エージング後リチウム含有準安
定沈殿物の更に均一な分布を生ずると考えられる。これ
らの準安定沈殿物は高密度の欠損（転位、空間、空間群
等）の導入の結果として起こると考えられ、これらは各
粒子を通してこれらの沈殿相（例えばT1′、Al2CuLi相
の前駆体）のための選択的核生成サイトとして作用でき
る。更に、このプラクチスは粒子及びサブ粒子境界でAl
3Li、AlLi、Al2CuLi及びAl5CuLi3のような準安定及び平
衡相の両方の核生成を阻止すると考えられる。また、各
粒子を通して高められた均一な沈殿及び減少した粒子境
界沈殿の組合せが最後のエージングの前に、例えば延伸
により、加工され又は変形されたアルミニウム‐リチウ
ム合金において強度と破壊じん性の観察される高い組合
せを生ずると考えられる。
が、溶体化熱処理と急冷の後に適用された、延伸のよう
な、変形又は加工は人工エージング後リチウム含有準安
定沈殿物の更に均一な分布を生ずると考えられる。これ
らの準安定沈殿物は高密度の欠損（転位、空間、空間群
等）の導入の結果として起こると考えられ、これらは各
粒子を通してこれらの沈殿相（例えばT1′、Al2CuLi相
の前駆体）のための選択的核生成サイトとして作用でき
る。更に、このプラクチスは粒子及びサブ粒子境界でAl
3Li、AlLi、Al2CuLi及びAl5CuLi3のような準安定及び平
衡相の両方の核生成を阻止すると考えられる。また、各
粒子を通して高められた均一な沈殿及び減少した粒子境
界沈殿の組合せが最後のエージングの前に、例えば延伸
により、加工され又は変形されたアルミニウム‐リチウ
ム合金において強度と破壊じん性の観察される高い組合
せを生ずると考えられる。
例えば、シート又はプレートの場合には、延伸又は等価
の加工が３％以上、例えば約3.6％又はそれ以上、そし
て14％以下であることが好ましい。更に、約3.7又は４
から12％の範囲内で延伸が元の長さ以上に増加すること
が好ましく、代表的な増加は５から８％の範囲内であ
る。
の加工が３％以上、例えば約3.6％又はそれ以上、そし
て14％以下であることが好ましい。更に、約3.7又は４
から12％の範囲内で延伸が元の長さ以上に増加すること
が好ましく、代表的な増加は５から８％の範囲内であ
る。
合金のインゴツトを圧延鋳造し又はスラブ鋳造する時に
は、中間工程なしに又は本発明に従つた強度と破壊じん
性を得る中間工程のあるものと、この鋳造材料に延伸又
はその等価の操作を行なう。
は、中間工程なしに又は本発明に従つた強度と破壊じん
性を得る中間工程のあるものと、この鋳造材料に延伸又
はその等価の操作を行なう。
本発明の合金製品を加工した後に、これを人工的に時効
化させて航空機部材に極めて望まれる破壊じん性と強度
の組合せを供する。降伏強さを更に増大するのに十分な
時間の間66〜204℃（150〜400゜F）の範囲内の温度にシ
ート又はプレート又は成形製品をさらすことによつてこ
れを行なうことができる。この合金製品の若干の組成物
は95Ksi程度の高い降伏強さまで人工的に時効化させる
ことができる。しかしながら、有用な強度は50から85Ks
iの範囲内でありそして対応する破壊じん性は の範囲内である。好ましくは人工エージングは少なくと
も30分の間135〜191℃（275〜375゜F）の範囲内の温度
に合金製品をおくことにより行なわれる。好適な時効実
施は約163℃（325゜F）の温度で約８から24時間の処理
を意図する。更に本発明に従つた合金製品は自然時効を
含む、同業者に周知の代表的なアンダーエージング処理
の何れを行なつてもよいことに注目されよう。しかしな
がら、現在では自然時効は最小の利益を与えると考えら
れている。またここで単一時効工程に言及したが、２又
は３時効工程のような複時効工程も意図され、そして延
伸又はその等価の操作をこの複時効工程の前に、又はそ
の一部の後に使用できる。
化させて航空機部材に極めて望まれる破壊じん性と強度
の組合せを供する。降伏強さを更に増大するのに十分な
時間の間66〜204℃（150〜400゜F）の範囲内の温度にシ
ート又はプレート又は成形製品をさらすことによつてこ
れを行なうことができる。この合金製品の若干の組成物
は95Ksi程度の高い降伏強さまで人工的に時効化させる
ことができる。しかしながら、有用な強度は50から85Ks
iの範囲内でありそして対応する破壊じん性は の範囲内である。好ましくは人工エージングは少なくと
も30分の間135〜191℃（275〜375゜F）の範囲内の温度
に合金製品をおくことにより行なわれる。好適な時効実
施は約163℃（325゜F）の温度で約８から24時間の処理
を意図する。更に本発明に従つた合金製品は自然時効を
含む、同業者に周知の代表的なアンダーエージング処理
の何れを行なつてもよいことに注目されよう。しかしな
がら、現在では自然時効は最小の利益を与えると考えら
れている。またここで単一時効工程に言及したが、２又
は３時効工程のような複時効工程も意図され、そして延
伸又はその等価の操作をこの複時効工程の前に、又はそ
の一部の後に使用できる。
下記の例は本発明を更に例示する。
比較試験１ 1.73重量％のLi、2.63重量％のCu、0.12重量％のZrを含
み、残りが本質的にアルミニウムと不純物である、アル
ミニウム合金を圧延に適したインゴツトに鋳造した。こ
のインゴツトを24時間538℃（1000゜F）の温度で炉で均
質化しそして次に厚さ約１インチのプレート製品に熱間
圧延した。次にこのプレートを１時間552℃（102゜F）
の温度に熱処理炉で溶体化熱処理しそして次に21℃（70
゜F）の水に浸漬して急冷し、浸漬直前のプレートの温
度は1025゜Fである。その後に、プレートの試料を元の
長さより２％大きく延伸し、そして第２の試料を元の長
さより６％大きく、両方とも大体室温で延伸した。人工
エージングのために、この延伸した試料を第Ｉ表に示す
時間163〜191℃（325〜375゜F）の何れかで処理した。
提示した試料の降伏強さ値は縦方向、圧延の方向に平行
な方向に得られた試料に基づいている。ASTM標準プラク
チスF561−81によるＲ曲線測定でじん性を測定した。こ
れらの試験の結果を第Ｉ図に示す。更に、第Ｉ図にじん
性を強度に対してプロツトしてこの結果を示す。第Ｉ図
から６％延伸が２％延伸と比較して強度‐じん性関係を
上方へかつ右方へ置き換わることが認められよう。従つ
て、２％以上の延伸がこのリチウム含有合金においてじ
ん性を強度をかなり改良することが判る。対照的に、合
金7050に対して長い横方向で延伸は強度とじん性の両方
を減ずる（第５図）。また第６図では、２％以上の延伸
はAA2024におけるじん性‐強度関係に殆ど利益を与えな
い。
み、残りが本質的にアルミニウムと不純物である、アル
ミニウム合金を圧延に適したインゴツトに鋳造した。こ
のインゴツトを24時間538℃（1000゜F）の温度で炉で均
質化しそして次に厚さ約１インチのプレート製品に熱間
圧延した。次にこのプレートを１時間552℃（102゜F）
の温度に熱処理炉で溶体化熱処理しそして次に21℃（70
゜F）の水に浸漬して急冷し、浸漬直前のプレートの温
度は1025゜Fである。その後に、プレートの試料を元の
長さより２％大きく延伸し、そして第２の試料を元の長
さより６％大きく、両方とも大体室温で延伸した。人工
エージングのために、この延伸した試料を第Ｉ表に示す
時間163〜191℃（325〜375゜F）の何れかで処理した。
提示した試料の降伏強さ値は縦方向、圧延の方向に平行
な方向に得られた試料に基づいている。ASTM標準プラク
チスF561−81によるＲ曲線測定でじん性を測定した。こ
れらの試験の結果を第Ｉ図に示す。更に、第Ｉ図にじん
性を強度に対してプロツトしてこの結果を示す。第Ｉ図
から６％延伸が２％延伸と比較して強度‐じん性関係を
上方へかつ右方へ置き換わることが認められよう。従つ
て、２％以上の延伸がこのリチウム含有合金においてじ
ん性を強度をかなり改良することが判る。対照的に、合
金7050に対して長い横方向で延伸は強度とじん性の両方
を減ずる（第５図）。また第６図では、２％以上の延伸
はAA2024におけるじん性‐強度関係に殆ど利益を与えな
い。
比較試験２ 重量で、2.0％のLi、2.7％のCu、0.65％のMg及び0.12％
のZrを含み、残りが本質的にアルミニウムと不純物であ
るアルミニウム合金を圧延に適したインゴツトに鋳造し
た。このインゴツトを36時間527℃（980゜F）で均質化
し、比較試験１におけるように1.0インチのプレートに
熱間圧延し、そして980゜Fで１時間溶体化熱処理した。
更に、この試料をまた急冷し、延伸し、時効化しそして
比較試験１におけるようにじん性と強度に対して試験し
た。結果を第II表に示し、そしてじん性と降伏強さ間の
関係を第２図に示す。比較試験１におけるように、この
合金６％延伸することはじん性‐強度関係をかなり高い
レベルに置き換える。２％延伸に対して一つのデータ点
を通る点線はこの量の延伸に対する可能な関係を推定す
ることを意味する。
のZrを含み、残りが本質的にアルミニウムと不純物であ
るアルミニウム合金を圧延に適したインゴツトに鋳造し
た。このインゴツトを36時間527℃（980゜F）で均質化
し、比較試験１におけるように1.0インチのプレートに
熱間圧延し、そして980゜Fで１時間溶体化熱処理した。
更に、この試料をまた急冷し、延伸し、時効化しそして
比較試験１におけるようにじん性と強度に対して試験し
た。結果を第II表に示し、そしてじん性と降伏強さ間の
関係を第２図に示す。比較試験１におけるように、この
合金６％延伸することはじん性‐強度関係をかなり高い
レベルに置き換える。２％延伸に対して一つのデータ点
を通る点線はこの量の延伸に対する可能な関係を推定す
ることを意味する。
実施例１ 重量で、2.78％のLi、0.49％のCu、0.98のMg、0.50％の
Mn及び0.12％のZrを含み、残りが本質的にアルミニウム
及び不純物であるアルミニウム合金を圧延に適したイン
ゴツトに鋳造した。比較試験１におけるようにこのイン
ゴツトを均質化しそして厚さ0.25インチのプレートに熱
間圧延した。その後に、このプレートを1000゜Fで１時
間溶体化熱処理しそして21℃（70゜F）の水で急冷し
た。急冷したプレートの試料を325゜Fと375゜Fで24時間
エージングの前に０％、４％及び８％延伸した。比較試
験１におけるように降伏強さを測定しそしてカーン型式
引裂試験によりじん性を測定した。この試験工程は“Te
ar Resistance of Aluminum Alloy Sheet as Determind
from Kahn-Type Tear Tests",Materials Research and
Standards,第４巻、第４号、1984年４月、第181頁に記
載される。この結果を第III表に示し、そしてじん性と
降伏強さ間の関係を第５図にプロツトする。
Mn及び0.12％のZrを含み、残りが本質的にアルミニウム
及び不純物であるアルミニウム合金を圧延に適したイン
ゴツトに鋳造した。比較試験１におけるようにこのイン
ゴツトを均質化しそして厚さ0.25インチのプレートに熱
間圧延した。その後に、このプレートを1000゜Fで１時
間溶体化熱処理しそして21℃（70゜F）の水で急冷し
た。急冷したプレートの試料を325゜Fと375゜Fで24時間
エージングの前に０％、４％及び８％延伸した。比較試
験１におけるように降伏強さを測定しそしてカーン型式
引裂試験によりじん性を測定した。この試験工程は“Te
ar Resistance of Aluminum Alloy Sheet as Determind
from Kahn-Type Tear Tests",Materials Research and
Standards,第４巻、第４号、1984年４月、第181頁に記
載される。この結果を第III表に示し、そしてじん性と
降伏強さ間の関係を第５図にプロツトする。
ここで、延伸８％は延伸４％により既に得られたものよ
り増大した強度とじん性を供することが判る。対照的
に、２％から５％へ延伸したAA2024に対するデータはリ
チウム含有合金に見られたじん性‐強度関係に関する延
伸の効果と異なつて、非常に狭い帯の中に入る。
り増大した強度とじん性を供することが判る。対照的
に、２％から５％へ延伸したAA2024に対するデータはリ
チウム含有合金に見られたじん性‐強度関係に関する延
伸の効果と異なつて、非常に狭い帯の中に入る。
実施例２ 重量で、2.72％のLi、2.04％のMg、0.53％のCu、0.49％
のMn及び0.13％のZrを含み、残りが本質的にアルミニウ
ム及び不純物であるアルミニウム合金を圧延に適したイ
ンゴツトに鋳造した。その後に、比較試験１におけるよ
うにこれを均質化し、そして次に厚さ0.25インチのプレ
ートに熱間圧延した。熱間圧延後に、このプレートを10
00゜Fで１時間溶体化熱処理しそして21℃（70゜F）の水
で急冷した。試料を０％、４％及び８％延伸しそして比
較試験１におけるように時効化させた。実施例１におけ
るように試験を行ない、そして第IV表に結果を示した。
第４図は延伸の量の関数としてこの合金に対するじん性
と降伏強さの関係を示す。点線はこの量の延伸に対する
じん性‐強度関係を推定することを意味する。この合金
に対して、等価のじん性で強度の増加は前の合金より著
しく大きく、AA7050及びAA2024のような従来の合金の挙
措から見て予想外であつた。
のMn及び0.13％のZrを含み、残りが本質的にアルミニウ
ム及び不純物であるアルミニウム合金を圧延に適したイ
ンゴツトに鋳造した。その後に、比較試験１におけるよ
うにこれを均質化し、そして次に厚さ0.25インチのプレ
ートに熱間圧延した。熱間圧延後に、このプレートを10
00゜Fで１時間溶体化熱処理しそして21℃（70゜F）の水
で急冷した。試料を０％、４％及び８％延伸しそして比
較試験１におけるように時効化させた。実施例１におけ
るように試験を行ない、そして第IV表に結果を示した。
第４図は延伸の量の関数としてこの合金に対するじん性
と降伏強さの関係を示す。点線はこの量の延伸に対する
じん性‐強度関係を推定することを意味する。この合金
に対して、等価のじん性で強度の増加は前の合金より著
しく大きく、AA7050及びAA2024のような従来の合金の挙
措から見て予想外であつた。
実施例３ 重量で、2.3％のLi、0.5％のCu、1.2％のMg及び0.12％Z
rを含み、残りが本質上アルミニウム及び不純物である
第一のアルミニウム合金を圧延に適したインゴツトに鋳
造した。このインゴツトを24時間1000゜Fで均質化しそ
して次に厚さ0.4インチのプレート生成物に圧延した。
このプレートを1000゜Fの温度で溶体化熱処理し、次に
水で急冷しそして元の長さより６％大きく延伸した。人
工エージングの目的のために、延伸した試料を12から48
時間300から325゜Fで処理した。各々1.0％のCuと2.7％
のCu以外同一の組成を有する第二及び第三のアルミニウ
ム合金を鋳造しそして同一の方式で処理した。比較試験
１におけるように試料を取出し、カーン引裂き試験によ
り測定するように、引張り強さ、降伏強さ及び破壊じん
性を測定した。また、この試料で剥離腐食に対して試験
しそしてEXCO（ASTM試験法G34）剥離区分けにより区分
けし、ここでEA区分けは剥離腐食に高い耐性を示しそし
てED区分けは低い耐性を示す。試験の結果を第Ｖ表に示
す。
rを含み、残りが本質上アルミニウム及び不純物である
第一のアルミニウム合金を圧延に適したインゴツトに鋳
造した。このインゴツトを24時間1000゜Fで均質化しそ
して次に厚さ0.4インチのプレート生成物に圧延した。
このプレートを1000゜Fの温度で溶体化熱処理し、次に
水で急冷しそして元の長さより６％大きく延伸した。人
工エージングの目的のために、延伸した試料を12から48
時間300から325゜Fで処理した。各々1.0％のCuと2.7％
のCu以外同一の組成を有する第二及び第三のアルミニウ
ム合金を鋳造しそして同一の方式で処理した。比較試験
１におけるように試料を取出し、カーン引裂き試験によ
り測定するように、引張り強さ、降伏強さ及び破壊じん
性を測定した。また、この試料で剥離腐食に対して試験
しそしてEXCO（ASTM試験法G34）剥離区分けにより区分
けし、ここでEA区分けは剥離腐食に高い耐性を示しそし
てED区分けは低い耐性を示す。試験の結果を第Ｖ表に示
す。
合金の銅含量の関数としてじん性と剥離耐性を第９図に
示す。
示す。
実施例４ 次の成分を含有する４種のアルミニウムベース合金を製
造した。
造した。
この合金を実施例３におけるように、鋳造し、均質化
し、0.25インチのプレートに熱間圧延し、溶体化熱処理
しそして冷水急冷した。実施例３におけるように試料を
取出し、元の長さの２％及び６％延伸し、その後に325
゜Fで24時間人工的に時効化させた。実施例３における
ようにこの試料を試験しそして第VI表に結果を示す。第
８図は合金中の銅のレベルに対して強度と耐食性の関係
を示す。
し、0.25インチのプレートに熱間圧延し、溶体化熱処理
しそして冷水急冷した。実施例３におけるように試料を
取出し、元の長さの２％及び６％延伸し、その後に325
゜Fで24時間人工的に時効化させた。実施例３における
ようにこの試料を試験しそして第VI表に結果を示す。第
８図は合金中の銅のレベルに対して強度と耐食性の関係
を示す。
本発明に従つた合金１及び２は従来のように処理した合
金３及び４の強度と類似の強度を有することに注目すべ
きである。しかも、本発明に従つた、合金１及び２はず
つと優れた耐食性を有する。
金３及び４の強度と類似の強度を有することに注目すべ
きである。しかも、本発明に従つた、合金１及び２はず
つと優れた耐食性を有する。
本発明を好適具体例に関連して記載したが、前記の特許
請求の範囲は本発明の精神の中に入る他の具体例を包含
するものである。
請求の範囲は本発明の精神の中に入る他の具体例を包含
するものである。
第１図は本発明に従つて加工された合金製品に対してじ
ん性と降伏強さ間の関係が延伸により増加することを示
す。 第２図はじん性と降伏強さ間の関係が本発明に従つて延
伸された第二の加工合金製品に対して増加することを示
す。 第３図は本発明に従つて延伸された第三の合金製品のじ
ん性と降伏強さ間の関係を示す。 第４図はじん性と降伏強さ間の関係が本発明に従つて延
伸された別の合金製品に対して増加することを示す。 第５図はじん性（降伏強さで割つたノツチ‐引張り強
さ）と降伏強さ間の関係がAA7050に対して増加量の延伸
と共に減少することを示す。 第６図は２％以上の延伸AA2024はこの合金に対するじん
性‐強度関係を著しく増加しないことを示す。 第７図は種々のじん性降伏強さ関係を示し、ここでは上
方へかつ右方へのシフトはこれらの性質の改良された組
合せを示す。 第８図は合金組成物の関数として耐食性と強度を示す。 第９図はじん性と腐食に関して銅含量の効果を示すグラ
フである。
ん性と降伏強さ間の関係が延伸により増加することを示
す。 第２図はじん性と降伏強さ間の関係が本発明に従つて延
伸された第二の加工合金製品に対して増加することを示
す。 第３図は本発明に従つて延伸された第三の合金製品のじ
ん性と降伏強さ間の関係を示す。 第４図はじん性と降伏強さ間の関係が本発明に従つて延
伸された別の合金製品に対して増加することを示す。 第５図はじん性（降伏強さで割つたノツチ‐引張り強
さ）と降伏強さ間の関係がAA7050に対して増加量の延伸
と共に減少することを示す。 第６図は２％以上の延伸AA2024はこの合金に対するじん
性‐強度関係を著しく増加しないことを示す。 第７図は種々のじん性降伏強さ関係を示し、ここでは上
方へかつ右方へのシフトはこれらの性質の改良された組
合せを示す。 第８図は合金組成物の関数として耐食性と強度を示す。 第９図はじん性と腐食に関して銅含量の効果を示すグラ
フである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭58−157942（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−181852（ＪＰ，Ａ)
Claims (24)
- 【請求項１】強度、耐食性及び破壊じん性の組合せを改
善したアルミニウムベース合金製品の製造方法におい
て、 （ａ）Liが2.2〜3.0重量％、Mgが0.4〜2.0重量％、Cuが
0.2〜1.6重量％、Feが最大0.5重量％、Siが最大0.5重量
％並びに残量がアルミニウム及び不可避不純物から本質
的に成る、リチウム含有アルミニウムベース合金製品を
製造する工程と、 （ｂ）時効工程前に室温で該製品を少なくとも４％の量
延伸するのと等価な加工効果を該製品に与えて時効工程
後に該製品の耐食性、強度及び破壊じん性の組合せを改
善することを可能とする工程と を含む前記製造方法。 - 【請求項２】強度、耐食性及び破壊じん性の組合せを改
善したアルミニウムベース合金製品の製造方法におい
て、 （ａ）Liが2.2〜3.0重量％、Mgが0.4〜2.0重量％、Cuが
0.2〜1.6重量％、Zrが1.0重量％以下、Feが最大0.5重量
％、Siが最大0.5重量％並びに残量がアルミニウム及び
不可避不純物から本質的に成る、リチウム含有アルミニ
ウムベース合金製品を製造する工程と、 （ｂ）時効工程前に室温で該製品を少なくとも４％の量
延伸するのと等価な加工効果を該製品に与えて時効工程
後に該製品の耐食性、強度及び破壊じん性の組合せを改
善することを可能とする工程と を含む前記製造方法。 - 【請求項３】強度、耐食性及び破壊じん性の組合せを改
善したアルミニウムベース合金製品の製造方法におい
て、 （ａ）Liが2.2〜3.0重量％、Mgが0.4〜2.0重量％、Cuが
0.2〜1.6重量％、Mnが2.0重量％以下、Feが最大0.5重量
％、Siが最大0.5重量％並びに残量がアルミニウム及び
不可避不純物から本質的に成る、リチウム含有アルミニ
ウムベース合金製品を製造する工程と、 （ｂ）時効工程前に室温で該製品を少なくとも４％の量
延伸するのと等価な加工効果を該製品に与えて時効工程
後に該製品の耐食性、強度及び破壊じん性の組合せを改
善することを可能とする工程と を含む前記製造方法。 - 【請求項４】強度、耐食性及び破壊じん性の組合せを改
善したアルミニウムベース合金製品の製造方法におい
て、 （ａ）Liが2.2〜3.0重量％、Mgが0.4〜2.0重量％、Cuが
0.2〜1.6重量％、Mnが2.0重量％以下、Zrが1.0重量％以
下、Feが最大0.5重量％、Siが最大0.5重量％並びに残量
がアルミニウム及び不可避不純物から本質的に成る、リ
チウム含有アルミニウムベース合金製品を製造する工程
と、 （ｂ）時効工程前に室温で該製品を少なくとも４％の量
延伸するのと等価な加工効果を該製品に与えて時効工程
後に該製品の耐食性、強度及び破壊じん性の組合せを改
善することを可能とする工程と を含む前記製造方法。 - 【請求項５】Liが2.4〜2.8重量％、Cuが0.3〜0.8重量
％、かつMgが1.0〜1.4重量％の範囲である、特許請求の
範囲第１項に記載の製造方法。 - 【請求項６】Liが2.4〜2.8重量％、Cuが0.3〜0.8重量
％、かつMgが1.0〜1.4重量％の範囲である、特許請求の
範囲第２項に記載の製造方法。 - 【請求項７】Liが2.4〜2.8重量％、Cuが0.3〜0.8重量
％、Mnが0.5重量％以下、かつMgが1.0〜1.4重量％の範
囲である、特許請求の範囲第３項に記載の製造方法。 - 【請求項８】Liが2.4〜2.8重量％、Cuが0.3〜0.8重量
％、Mnが0.5重量％以下、かつMgが1.0〜1.4重量％の範
囲である、特許請求の範囲第４項に記載の製造方法。 - 【請求項９】Liが2.2〜2.4重量％の範囲である、特許請
求の範囲第１項に記載の製造方法。 - 【請求項１０】Liが2.2〜2.4重量％の範囲である、特許
請求の範囲第２項に記載の製造方法。 - 【請求項１１】Liが2.2〜2.4重量％の範囲である、特許
請求の範囲第３項に記載の製造方法。 - 【請求項１２】Liが2.2〜2.4重量％の範囲である、特許
請求の範囲第４項に記載の製造方法。 - 【請求項１３】加工効果が、製品本体を４〜14％の範囲
の量延伸することと等価である、特許請求の範囲第１項
に記載の製造方法。 - 【請求項１４】加工効果が、製品本体を４〜14％の範囲
の量延伸することと等価である、特許請求の範囲第２項
に記載の製造方法。 - 【請求項１５】加工効果が、製品本体を４〜14％の範囲
の量延伸することと等価である、特許請求の範囲第３項
に記載の製造方法。 - 【請求項１６】加工効果が、製品本体を４〜14％の範囲
の量延伸することと等価である、特許請求の範囲第４項
に記載の製造方法。 - 【請求項１７】加工効果が、製品本体を４〜12％延伸す
ることと等価である、特許請求の範囲第13項に記載の製
造方法。 - 【請求項１８】加工効果が、製品本体を４〜12％延伸す
ることと等価である、特許請求の範囲第14項に記載の製
造方法。 - 【請求項１９】加工効果が、製品本体を４〜12％延伸す
ることと等価である、特許請求の範囲第15項に記載の製
造方法。 - 【請求項２０】加工効果が、製品本体を４〜12％延伸す
ることと等価である、特許請求の範囲第16項に記載の製
造方法。 - 【請求項２１】前記の合金塊を482〜566℃の温度で均質
化し、次いで前記の製品に成形する工程を含む、特許請
求の範囲第１項、第５項又は第13項のいずれか１項に記
載の製造方法。 - 【請求項２２】前記の合金塊を482〜566℃の温度で均質
化し、次いで前記の製品に成形する工程を含む、特許請
求の範囲第２項、第６項又は第14項のいずれか１項に記
載の製造方法。 - 【請求項２３】前記の合金塊を482〜566℃の温度で均質
化し、次いで前記の製品に成形する工程を含む、特許請
求の範囲第３項、第７項又は第15項のいずれか１項に記
載の製造方法。 - 【請求項２４】前記の合金塊を482〜566℃の温度で均質
化し、次いで前記の製品に成形する工程を含む、特許請
求の範囲第４項、第８項又は第16項のいずれか１項に記
載の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/685,731 US4797165A (en) | 1984-03-29 | 1984-12-24 | Aluminum-lithium alloys having improved corrosion resistance and method |
| US685731 | 1984-12-24 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61210147A JPS61210147A (ja) | 1986-09-18 |
| JPH0713281B2 true JPH0713281B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=24753452
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60291807A Expired - Fee Related JPH0713281B2 (ja) | 1984-12-24 | 1985-12-24 | アルミニウムベース合金加工製品の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4797165A (ja) |
| EP (1) | EP0188762A1 (ja) |
| JP (1) | JPH0713281B2 (ja) |
| AU (1) | AU583083B2 (ja) |
| BR (1) | BR8506477A (ja) |
| CA (1) | CA1256354A (ja) |
| NO (1) | NO168060C (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| FR2626009B2 (fr) * | 1987-02-18 | 1992-05-29 | Cegedur | Produit en alliage d'al contenant du li resistant a la corrosion sous tension |
| US5066342A (en) * | 1988-01-28 | 1991-11-19 | Aluminum Company Of America | Aluminum-lithium alloys and method of making the same |
| US4889569A (en) * | 1988-03-24 | 1989-12-26 | The Boeing Company | Lithium bearing alloys free of Luder lines |
| US5462712A (en) * | 1988-08-18 | 1995-10-31 | Martin Marietta Corporation | High strength Al-Cu-Li-Zn-Mg alloys |
| US5259897A (en) * | 1988-08-18 | 1993-11-09 | Martin Marietta Corporation | Ultrahigh strength Al-Cu-Li-Mg alloys |
| US5455003A (en) * | 1988-08-18 | 1995-10-03 | Martin Marietta Corporation | Al-Cu-Li alloys with improved cryogenic fracture toughness |
| FR2646172B1 (fr) * | 1989-04-21 | 1993-09-24 | Cegedur | Alliage al-li-cu-mg a bonne deformabilite a froid et bonne resistance aux dommages |
| US5019183A (en) * | 1989-09-25 | 1991-05-28 | Rockwell International Corporation | Process for enhancing physical properties of aluminum-lithium workpieces |
| US5211910A (en) * | 1990-01-26 | 1993-05-18 | Martin Marietta Corporation | Ultra high strength aluminum-base alloys |
| GB9016694D0 (en) * | 1990-07-30 | 1990-09-12 | Alcan Int Ltd | Ductile ultra-high strength aluminium alloy extrusions |
| US5393357A (en) * | 1992-10-06 | 1995-02-28 | Reynolds Metals Company | Method of minimizing strength anisotropy in aluminum-lithium alloy wrought product by cold rolling, stretching and aging |
| US5863359A (en) * | 1995-06-09 | 1999-01-26 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy products suited for commercial jet aircraft wing members |
| CN1489637A (zh) * | 2000-12-21 | 2004-04-14 | �Ƹ��� | 铝合金产品及人工时效方法 |
| US8083871B2 (en) * | 2005-10-28 | 2011-12-27 | Automotive Casting Technology, Inc. | High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting |
| US8840737B2 (en) * | 2007-05-14 | 2014-09-23 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same |
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| EP2231888B1 (en) * | 2007-12-04 | 2014-08-06 | Alcoa Inc. | Improved aluminum-copper-lithium alloys |
| US8206517B1 (en) | 2009-01-20 | 2012-06-26 | Alcoa Inc. | Aluminum alloys having improved ballistics and armor protection performance |
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|---|---|---|---|---|
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| EP0088511B1 (en) * | 1982-02-26 | 1986-09-17 | Secretary of State for Defence in Her Britannic Majesty's Gov. of the United Kingdom of Great Britain and Northern Ireland | Improvements in or relating to aluminium alloys |
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-
1985
- 1985-12-18 EP EP85116158A patent/EP0188762A1/en not_active Withdrawn
- 1985-12-23 NO NO855261A patent/NO168060C/no unknown
- 1985-12-23 CA CA000498408A patent/CA1256354A/en not_active Expired
- 1985-12-24 AU AU51640/85A patent/AU583083B2/en not_active Expired - Fee Related
- 1985-12-24 BR BR8506477A patent/BR8506477A/pt unknown
- 1985-12-24 JP JP60291807A patent/JPH0713281B2/ja not_active Expired - Fee Related
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