JPH07508075A - 高温で高靭性を有する低密度高強度のアルミニウム−リチウム合金 - 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】 高温で高靭性を有する低密度高強度のアルミニウムーリチウム合金本出願は、１ ９９１年５月１４日申請の米国特許出願第０７／６９９，５４０号の一部継続出 願である。

発明の詳細な説明 ［発明の属する技術分野］ 本発明は、改良されたアルミニウム・リチウム合金に関し、さらに詳細には、航 空機および航空宇宙分野の高温環境での長期使用に耐える充分な破壊靭性と高強 度を維持する低密度合金としての特電を有し、銅、マグネシウムおよび銀を含む アルミニウム・リチウム合金に関する。

［背景技術と問題点］ 航空機産業において、航空機の重量を軽くする最も効果的な方法の１つは、その 航空機構造物に使用されているアルミニウム合金の密度を下げることであると、 −ＩＩに認識されている。アルミニウム合金の密度を下げるために、リチウムの 添加が行われてきたが、これには、いくつか問題がある。例えば、アルミニウム 合金にリチウムを添加したために、延性や破壊靭性の低下を招くことがある。航 空機の部品に用いる場合、合金にリチウムを添加することにより、延性、破壊靭 性および強度などの特性が改善されることが、絶対に必要な条件である。

従来の合金に関しては、航空機分野で通常使用されるＡＡ　（ＡＡはアルミニウ ム協会の略）２０２４−Ｔ３Ｘおよび７０５０−Ｔ７Ｘのような通常の合金を考 慮すると、高強度と高破壊靭性の両方を得ることは実に困難のように思われる。

例えば、ＡＡ２０４０の板については、強度が増すとともに靭性が低下すること が判っている。また、同しことがＡＡ７０５０の板についても云える。靭性を殆 ど、もしくは全く低下させることなく強度を高められる合金や、強度と靭性のよ り望ましい組み合わせを得るために、強度を高めながら靭性の制御を行う処理工 程を可能とする合金があれば、一層望ましい、さらに、密度を５乃至１５％程度 低減したアルミニウム・リチウム合金が、強度と靭性とを兼ね備えていることが 一層望ましい、このような合金であれば、軽量で高強度及び高靭性が燃料を大幅 に節約する航空宇宙産業において幅広い用途がある。このように、靭性を殆どま たは全く犠牲にせず、高い強度などの特性を得ること、即ち強度を高めながら靭 性を調節できることが可能となれば、極めて特徴的なアルミニウム・リチウム合 金の製品を得ることができる。

周知のように、アルミニウム合金にリチウムを添加すると、密度の減少と弾性係 数の増大が起こり、比剛性が著しく改善される。さらに、０〜５００°　Ｃの温 度範囲でアルミニウム中へのリチウムの固溶解度（ｓｏｌｉｄ　５ｏｌｕｂｉｌ ｉｔｙ）が急激に増大すると、析出硬化を受けて既存の市販アルミニウム合金に 匹敵する強度レベルに達する合金系が得られる。しかしながら、制限された破壊 靭性や延性、層剥離の問題、および応力腐食割れに対する低い抵抗力などの欠点 で相殺されて、リチウムを含有するアルミニウム合金の利点は発渾されていない 。

このように、航空宇宙分野では、４種類のリチウム含有合金しか実用になってい ない、即ち、２つの米国製合金ＡＡＸ２０２０、ＡＡ２０２９、英国製合金ＡＡ ８０９０．およびロシア製合金ＡＡＯ１４２０である。

米国製合金ＡＡＸ２０２０は、公称組成が、アルミニウム及び、４．５重量％の 銅、１．　１重量％のリチウム、０．５重量％のマンガン、０．２重量％のカド ミニウムであり、１９５７年に登録された。

ＡＸＸ２０２０に１．　１％のリチウムを添加した場合、これに関する密度の減 少は３％であり、合金の強度は非常に高くなったが、破壊靭性が極めて低レベル であったため、高応力における効率的使用は得策とはならなかった。さらに延性 に関する問題も成形作業中に発見された。結局、この合金は正式に取り下げとな った。

一方の米国製合金ＡＡ２０９０は、組成がアルミニウム及び、２．４〜３．０重 量％の銅、１．９〜２．６重量％のリチウム、０．０８〜０．１５重量％のジル コニウムであり、１９８４年にアルミニウム協会に登録された。この合金は、高 強度であったが、破壊靭性に乏しく、層剥離の問題に関連して横方向の延性も小 さく、広範な産業的な実施はされていない。この合金は、軽量化と高剛性化の目 的でＡＡ７０７５−Ｔ６に替わるものとして設計されたが、産業上の利用は限ら れていた。

英国製合金ＡＡ８０９０は、組成がアルミニウム及び、１．　０〜１．６重量％ の銅、０．６〜１．３のマグネシウム、２．２〜２．７重量％のリチウム、０゜ ０４〜０．１６重量％のジルコニウムであり、アルミニウム協会への登録は１９ ８８年である。２．２乃至２．７重量％のリチウムによる密度の減少は相当あっ たが、破壊靭性と応力腐食割れ抵抗が不充分なことに加え、低強度であったため 、ＡＡ８０９０は航空宇宙および航空機の用途には広く用いられる合金とはなら なかった。

ロシア製合金ＡＡＯ１４２０は、アルミニウム及び、４〜７重量％のマグネシウ ム、１．５〜２．６重量％のリチウム、０．２〜１．　０重装置％のマンガン、 ０゜０５〜０．　３重量％のジルコニウム（マンガンとジルコニウムのどちらか はなくても良い、）であり、フリッドラインダ（Ｆｒｉｄｌｙａｎｄｅｒ　）他 により英国特許第１゜１７２．７３６号で開示された。ロシア製合金ＡＡＯ１４ ２０は、通常の合金より優れた比剛性を有するが、その比強度のレベルは、通常 使用される２０００シリーズのアルミニウム合金に匹敵するに過ぎず、剛性が重 要な用途でしか軽量化できない。

合金ＡＡＸ２０９４およびＡＡＸ２０９５は、１９９０年ニアルミニウム協会に 登録された。これらのアルミニウム合金は、いずれもリチウムを含む。

合金ＡＡＸ２０９４は、４．４〜５．２重量％の銅、最大０．０１重量％のマン ガン、０．２５〜０．６重量％のマグネシウム、最大０．２５重量％の亜鉛、０ ．０４〜０．１８重量％のジルコニウム、０．２５〜０．６重量％の銀および０ ．８〜１．５重量％のリチウムを含む。また、この合金は、最大０．１２重量％ の珪素、最大０．１５重量％の鉄、最大０．１０重量％のチタン、およびその他 のさらに少量の不純物も含む。

合金ＡＡＸ２０９６には、３．９〜４．６重量％の銅、最大０．０１重量％のマ ンガン、０．２５〜０．６重量％のマグネシウム、最大０．２５重量％の亜鉛、 ０．０４〜０．１８重量％のジルコニウム、０．２５〜０．６重量％の銀、およ び１．０〜１．　６重量％のリチウムが含まれる。また、この合金には、最大０ ０１２重量％の珪素、最大０６１５重量％の鉄、最大０．１０重量％のチタン、 およびその他のさらに少量の不純物も含まれる。

１９８９年２月２３日発表のピケンズ（Ｐｉｃｋｅｎｓ　）他によるＰＣＴ出願 ＷＯａ９１０１５３１で周知の通り、あるアルミニウムー銅−リチウム−マグネ シウム−銀の合金は、強度および延性が高く、密度が低く、溶接性と自然時効の 応答（ｒｅｓｐｏｎｓｅ）が良好である。これらの金属は、最も広く開示された もので、実質的に、銅、マグネシウム、またはこれらの混合である２、０乃至９ ．８重量パーセントの合金要素（マグネシウムは最低でも０．０１重量％）の他 、約０．０１〜２．０重量％の銀、０．０５〜４．１重量％のリチウム、および １．０重量％未満の粒微細化添加物（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、ホウ化チタン、またはこれらの混合物）か らなるとされる。

しかしながら、このＰＣＴ出願に開示された特定の合金を調べて、３つの合金、 具体的には、合金０４９、合金０５０、および合金０５１が確認された。合金０ ４９は、６．２重量％の銅、０．３７重量％のマグネシウム、０．３９重量％の 銀、１．２１重量％のリチウムおよび０．１７重量％のジルコニウムを含むアル ミニウム合金である０合金０５０は、銅を一切含まない代わりに、５．０重量％ 程度と云う多量のマグネシウムを含む６合金０５１は、６．５１重量％の銅と非 常に少量のマグネシウム（０，４０重量％程度）を含む。

また、この出願には、合金０５Ｂ、０５９．０６０．０６１．０６２．０６３． ０６４．０６５．０６６および０６７という他の合金についても開示されている 。

これらの合金は、すべて銅の含有率が、非常に高い（５，４重量％以上）か、ま たは非常に低い（０，３重量％以下）かの、何れかである。１９９０年３月８日 発表のＰＣＴ出＠ＷＯ９０１０２２１１にも、同様の合金が開示されているが、 この場合は、銅を５％以上含み、かつ、銀を全く含まない。

また周知の通り、アルミニウム合金にリチウムと共にマグネシウムを含有させる ことで、その合金に高い強度と低い密度を与えることもあるが、これらの成分は 、他の二次的な成分なしに高い強度を作り出すほど、それ自体で充分なわけでは ない０ｗ４および亜鉛などの二次的な成分により、析出硬化の応答が改善される 。

例えば、ジルコニウムは、粒子の大きさを制御し、珪素および遷移金属元素のよ うな元素は、２００°Ｃ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、通常の鋳造の最中にきめの粗い複雑な金属間相の形成を助長する液体アルミ ニウムの反応性のために、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、困難であった。

超音速輸送機の開発計画に対する最近の新たな関心のために、充分なレベルの破 壊靭性を有し、熱的に安定な低密度、高強度の構造アルミニウム合金の必要性が 生じた。市販のアルミニウムー銅−リチウム合金ＡＡ２０９０は超音速の用途に は不適当であると考えられてきた。Ｒ−Ｊ・バクサ（１７，Ｊ、Ｂｕｃｃｉ）他 による海軍海上戦センタ（Ｎａｖａｌ　５ｕｒｆａｃｅ　ｌ１ａｒｆａｒｅ　Ｃ ｅｎｔｅｒ）　Ｔ　Ｒ８９−１０６報告によれば、ＡＡ２０９０の破壊靭性は、 約１０００時間に亘る２１２°　Ｆの中程度の温度での熱履歴によって、非常に 劣化したとのことである。超音速航空機の構造材への応用に適した特性を実現す るためには、２００〜３５０°Ｆの範囲の高温で良好な熱安定性を有する合金を 開発する必要がある。さらに、音速以下の航空機の構造的用途のためにも充分な 物理的・機械的特性を備えた合金を開発しなければならない。

従来の技術においては、ＡＡ２２１９およびＡＡ２５１９のようなアルミニウム ー銅ベースの高強度合金が、耐熱航空機材料として使用されてきた。しかし、こ れらのアルミニウムー銅合金は、かなり密度が高＜　（０，１０３１ｂｓ／ｉｎ ’　）、強度はあまり高くない。

前記の通り、従来、アルミニウムーリチウム型のアルミニウム合金の中で、高強 度と高い応力腐食割れ抵抗を実現するためにアルミニウムー銅−リチウム−マグ ネシウム−銀合金系が提案された。

しかしながら、前記の従来技術の合金系、例えば、アルミニウムー銅ベースのも のおよびアルミニウムー銅−リチウム−マグネシウム−銀ベースのものは、過時 効時の作用および長期間の高温履歴において異なる特性を示す。

図１を参照しながら、リチウムを含まない合金とリチウムを含む合金との間の経 年硬化および軟化の作用における差を示す０図１に例示した２種類の合金を、長 時間の熱履歴を加える、即ち、人工時効して最大強度にした後に過時効する。

過時効中の通常の７０００シリーズの合金（アルミニウムー亜鉛−マグネシウム −ｗ４）については、点線で表す。これらの合金は、過時効中に最大強度に達し 、その後、更なる時効または反復高温履歴により、軟化すると同時に破壊靭性を 回復することができる。これは、ＡＡ７０００シリーズの合金での、その最大強 度付近でカーブし、最大強度到達後、斜め上方に上がっていくＵ形曲線部によっ て示される。

従来技術のアルミニウムーリチウム高強度アルミニウム合金については、図１に おいて実線で表す０人工時効によりアルミニウムーリチウム合金が最大強度に達 した後に、さらに高温履歴をこの合金に加えると、破壊靭性及び延性は回復する 。但し、その時には強度が大幅に低下する。このことは、破壊靭性の回復時に低 強度を示すなだらかな曲線によって示される。この曲線はリチウムを含まないア ルミニウム合金がそうであるように最終的に上方に向かう曲線である。

このように、航空機または航空宇宙への応用中に高温環境への温度的照射の期間 中に充分なレベルの破壊靭性を維持する高温用途の高強度アルミニウムーリチウ ム合金を提供する必要性が生じた。

したがって、航空機および航空宇宙産業において高温分野で使用するための構造 材を形成する低密度のアルミニウム合金を作り出すために相当の努力が払われ本 発明が提供する合金は、正に当分野のこの要求に沿うものである。

本発明は、従来の周知合金に優るように改善された特性をアルミニウム・リチウ ム合金に提供するものである。本発明の合金は、リチウムおよび銅の成分比なら びに密度と共に、ここで述べる合金成分の正確な量を有し、航空機および航空宇 宙の産業で用いるために、改善された優れた特性を有する特定の一群の合金を提 供する。

［発明の概要］ 従って、本発明の１つの目的は、リチウム、銅およびマグネシウムを含む低密度 かつ高強度のアルミニウム合金を提供することである。

本発明の更なる目的は、限界量（ｃｒｉｔｉｃａｌ　ａｍｏｕｎｔ　）のリチウ ム、マグネシウム、銀および銅を含む低密度、高強度かつ高破壊靭性のアルミニ ウム合金を提供することである。

本発明の更なる目的は、合金要素、特にリチウムおよび銅を限界量だけ含み、長 時間に亘る高温履歴で、高い強度と充分な破壊靭性を維持するアルミニウム合金 を提供することである。

本発明の更なる目的は、前記合金の製造方法ならびに航空機および航空宇宙部品 における使用方法を提供することである。

本発明の他の目的および利点は、以下、説明の進行とともに明らかにされる。

前記の目的および利点の達成のために、本発明は、本質的に次の式からなるアル ミニウム合金を提供する。

Ｃｕ、Ｌ　ｉｂ　Ｍｇｃ　Ａｇａ　Ｚｒｅ　Ａｌｂａｌ但し、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、 ｅおよびｂａｌは、合金に存在する各合金成分の重量百分率で表した量を示し、 文字ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは、次に示す値を有するとともに、 ０．２０＜ｄ＜１．００ ０．０８＜ｅ＜０．４０ 珪素、鉄および亜鉛などの不純物を、それぞれ最大０．２５重量％、合計で０゜ ５重量％まで含む、珪素、鉄および亜鉛以外の１つの不純物の量は、０．０５重 量％を超えず、かつそのような他の不純物の総量は、０．１５重量％を超えない ことが好ましい。また、この合金は、 Ｃｕ（重量％）＋１．　５Ｌｉ　（重量％）＜５．４で定義される銅とリチウム との間の関係によって特徴付けられる０本発明の合金の組成には、チタン、マン ガン、ハフニウム、スカンジウム、およびクロムなどの好適な粒微細化成分を含 めても良い。

好ましい実施例においては、合金の組成は、本質的には３．６重量％の銅、１゜ １重量％のリチウム、０．　４重量％のマグネシウム、０．４重量％の銀、０． １４重量％のジルコニウムの他、前記のような不純物および結晶粒微細化元素か らなり、その密度は、約０．　９７１　１ｂｓ／ｉｎ’である。

また、本発明は、本発明の合金を用いた製品を製造する方法も提供するものであ る。この方法は、次の工程から成る。

ａ）合金のビレットまたはインゴットを鋳造するｂ）約６００乃至８００°　Ｆ の温度で加熱することによりビレットまたはインゴット中の応力を除去する ｃ）ビレットまたはインゴットを加熱し冷ますことにより、粒子構造を均質化す る ｄ）鍛造生成物を作るために熱間加工をするｅ）鍛造生成物を溶体化処理する ｆ）溶体化処理した生成物を延伸する ｇ）延伸した生成物を時効させる また、本発明により、本発明の合金を含み、かつ本発明の製造方法に従って製造 される航空機および宇宙航空用の構造部品も提供される。

［図面の簡単な説明］ 本発明を説明する添付図面は次のとおりである。

図１は、従来技術のアルミニウム合金でリチウムを含むものと含まないものとに 時効処理を施したときの破壊靭性および引張降伏応力を比較するグラフである。

図２は、本発明および従来技術による合金の組成に対する銅およびリチウムの重 量百分率の関係を示す。

図３は、本発明に係る合金及び従来技術による合金である凡例に示した合金を最 大強度に達するまで時効し、３２５°　Ｆに１００および１０００時間の熱履歴 を加えた後の、それらの合金に対する破壊靭性および降伏強度を比較するグラフ である。

図４は、本発明に係る合金及び従来技術による合金である凡例に示した合金に３ ２５°　Ｆに約１００時間の熱屡歴を加えた後の破壊靭性および降伏強度に関す るグラフである。

図５は、本発明に係る合金及び従来技術による合金である凡例に示した合金構を 比較するグラフを示す。

図６は、本発明に係る合金及び従来技術による合金である凡例に示した合金の構 造体を３５０°　Ｆに約１０００時間に亘る熱履歴を加えた後の破壊靭性および 降伏強度に関するグラフを示す。

［詳細な説明］ 本発明の目的は、高温環境での使用に充分な破壊靭性および強度を提供するアル ミニウム合金と、その合金を含む製品を作る方法とを提供することである。

本発明の発明者であるアレックス・チョウ（Ａｌｅｘ　Ｃｈｏ）が先に出願した 、米国特許出願第０７／６９９，５４０号に開示された合金は、３，６重量％の 銅、１゜１重量％のリチウム、０．４重量％のマグネシウム、０．４重量％の銀 、０．１４重量％のジルコニウム（溶解度限界以下０．５重量％）を有し、例え ば、３００’　Ｆ、３２５°　Ｆまたは３５０°　Ｆなどの種々の高温に対する １００時間または１０００時間のような長期間の熱履歴に対して２０ｋｓ　ｉ・ 、ｒｉｎｃｈ以上の破壊靭性値（Ｋ＋ｃ）を維持することができる。出願箱０７ ／６９９，５４０号の全内容は、参照により本明細書に包含される。

さらに、本発明は、高温環境下でも破壊靭性および高強度を兼ね備えるアルミニ ウムーリチウム合金の構成範囲、製造方法、および製造方法で作られる製品を限 定する。従来技術の他の合金に優る改良された本発明の合金構成により、高温環 境下での破壊靭性低下の問題を解決する。短期間でも破壊靭性が低下する従来技 術による合金は、長期間の高温使用には耐えられない。仮にこれらの合金が、さ らに高温で、失われた破壊靭性を回復することができるとしても、破壊靭性が受 け入れがたいレベルまで低下することにより、その時点で強度不足となって使用 に耐えなくなることがある。これらの従来技術による合金は、このような強度不 足になる可能性があるために、長期の高温履歴後、それらの破壊靭性が増大して も、それらは不適格なものとされてしまう。

本発明の合金構成およびこれらアルミニウム合金製品の製造方法の利点につき、 再び図１を参照して実証する。図１の実線を見ると、従来技術の合金を用いた構 造部品は、長時間の高温履歴の後に破壊靭性が回復するとしても、破壊靭性およ び強度が最小限度を下回ることになる０本発明の合金組成は、高温での熱履歴時 に長期間に亘って充分なレベルの破壊靭性を維持することができる。

本発明の合金組成は、主合金要素として、銅、リチウム、マグネシウム、銀およ びジルコニウムを含む。また、合金組成には、１つ以上の精微細化成分が必須成 分として含まれる。好適な精微細化成分には、次の元素の組み合わせが１つ以上 台まれる。即ち、ジルコニウム、チタン、マンガン、ハフニウム、スカンジウム およびクロムである。

また、本発明の合金組成には、シリコン、鉄および亜鉛などの付随的な不純物が 含まれる場合もある。

本発明の低密度アルミニウム合金は、本質的に次の式からなる。

Ｃｕ、Ｌｒｂ　Ｍｇｃ　Ａｇａ　Ｚｒ。Ａｌｂ−。

但し、ａ、ｂ、ｃ、ｄおよびｅは、各合金成分の重量百分率で表した量を示し、 ｂａｌは、アルミニウムであると思われる残りｉｔ（不純物、または精微細化成 分のような他の成分、またはその両方を含む場合もある）を示す。

本発明の好適な実施例は、文字ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅが次に示す値を有するよう０ ．０８＜ｅ＜０．０４ 各合金成分の範囲を明確にすると、銅の含有量は、高強度を達成するため２゜８ 重量％以上に保つべきであるが、過時効中に良好な破壊靭性を維持するために３ ．８重量％以下でなければならない。

リチウムの含有量は、良好な強度と低密度を達成するために０．８重量％以上を 維持し、過時効中の破壊靭性の喪失を避けるために１．３重量％以上でなければ ならない。

本発明のもう１つの特徴は、高温での破壊靭性の喪失を避けるために、銅および リチウムの全体的な溶質含有量の間の関係を調節することである。破壊靭性の大 幅な低下を避けるために、銅およびリチウムの複合含有量は、所与のリチウム含 有量に対し、銅の最低０．４重量％だけ溶解限度より低く保つ必要がある。銅と リチウムとの間の関係は次のように表される。

Ｃｕ（重量％）＋１．　５Ｌｉ　（重量％）＜５．４マグネシウムおよび銀の含 有量は、それぞれ約０．２重量％から約１．０重量％の範囲にあるべきである。

精微細化成分が合金組成に含まれている場合、次のような範囲である。即ち、チ タンは０．２重量％まで、マグネシウムは０．５重量％まで、ハフニウムは０． ２重量％まで、スカンジウムは０゜５重量％まで、そしてクロムは０．３重量％ までである。

前記のように合金生成物に合金成分をその量を調節して添加する一方で、強度お よび破壊靭性の両方に関して最も望ましい特性を与えるために特定の方法の工程 により合金を製造することが好ましい。したがって、ここで述べる合金は、鋳造 品を作るための技術で現在採用されている鋳造技法により、好適な鍛造物へと作 り上げるためのインゴットまたはビレットとして得ることができる。なお、合金 は、先に述べた範囲の組成を有する粒化アルミニウム合金のような微細粒子から 固めてできたビレットの形で得られる場合もある。粉末または粒状物は、噴霧法 、機械的合金法（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ａｌｌｏｙｉｎｇ　）　、および溶融 スピン法（ｍｅｌｔ　ｓｐｉｎｎｉｎｇ　）などの処理によって生成することが できる。インゴットまたはビレットは、以降の加工処理に適したストック（ｓｔ ａｃｋ　）を作製するために予備的に処理または成形してもよい。本来の加工処 理に先立ち、金属の内部構造を均質化するために、合金ストックに応力除去と均 質化を施すことが好ましい、応力除去は、６゜Ｏ乃至８００°Ｆの温度で約８時 間で行うことができる。均質化温度は、６５０乃至１０００°　Ｆの範囲で行え る。好適な時間は、前記の均質化温度の範囲で約８時間か、それ以上である０通 常は、加熱および均質化の処理は、４０時間以上にも及ぶ必要はないが、時間を 長くしても、通常、有害なことはない、均質化温度で２０乃至４０時間の長さが 非常に適していることが判った０例えば、インゴットを約９４０°Ｆで８時間均 熱し、続いて１０００°Ｆで約３６時間均熱してから冷却する。加工しやすくす るために成分を溶かすことに加え、この均質化処理は、最終的な粒子構造を制御 するのに役立つ分散質を析出させると考えられ、重要である。

均質化処理の後、その金属は、圧延するか、押し出し成形するか、または加工処 理を施して、薄板、板金もしくは押し出し成形物のようなストック、または目的 の製品へと成形するのに適したその他のストックを作ることができる。

つまり、インゴットまたはビレットを均質化した後は、熱間加工をしても、熱間 圧延をしてもよい、熱間圧延は、一般的には６００乃至９００″　Ｆの範囲であ るが、５００乃至９５０°　Ｆの温度範囲で行う場合もある。熱間圧延により、 インゴットの厚さを圧延機の能力に応じて初期の厚さの４分の１ないし最終的寸 法にまで薄くすることができる。圧延手順としては、インゴットまたはビレット を予熱し、９５０°　Ｆで３乃至５時間均熱し、９００°　Ｆまで空気冷却して 熱間圧延するのが好ましい。さらに寸法を縮小する場合、常温圧延を用いてもよ い。

圧延した材料は、一般に９６０乃至１０４０°　Ｆの範囲の温度で０．２５乃至 ５時間の範囲の期間にわたり溶体化処理を行うのが好ましい、最終的な製品およ びその製品を形成する際の処理に必要な所望の強度および破壊靭性をさらに備え るには、強化相の無調整の析出を防ぐか最小にするために、その製品を迅速に焼 き入れするか、送風により冷却する必要がある。このように、本発明を実施する 場合、焼き入れ速度は、溶解温度から約２００°　Ｆ以下の温度まで、最低１０ ０゛Ｆ／秒であることが好ましい、好適な焼き入れ速度は、９４０°Ｆ以上の温 度から約２００°　Ｆ以下の温度まで最低２００°　Ｆ／秒である。金属が約２ ００″Ｆの温度に達した後は、これを空気冷却する。溶体化処理においては、加 工生成物を約１０００”Ｆで約１時間にわたり溶体化処理をして、冷水焼き入れ をすることが好ましい。本発明の合金が、例えば、スラブ鍛造や圧延鍛造される 場合、前記の工程の全部または一部を省略することもあるが、これも、本発明の 範囲内と考えられる。

前記のような溶体化処理および焼き入れの後、その改善された薄板、板金、押し 出し形成物またはその他の鍛造物は、強度を改善するために人工時効するが、こ の場合、破壊靭性はかなり低下する可能性がある０強度の改善に関係するこの破 壊靭性の損失を最小限に止めるために、溶体化処理と焼き入れを施した合金製品 、特に、薄板、板金または押し出し成形物は、人工時効の前に、延伸するが、こ れは室温で行うことが好ましい０例えば、溶体化処理し圧延した材料を２時間以 内に６％延伸する。

本発明の合金製品を加工した後に、航空機部材において極めて強く望まれる破壊 靭性および強度を兼ね備えるように、その合金製品を人工時効する場合がある。

この人工時効は、薄板、板金または成形された製品を１５０乃至４００°Ｆの範 囲の温度に、降伏強度をさらに増加させるに充分な時間だけ熱Ｈ歴を加えること によって実現することができる。人工時効は、合金製品を２７５乃至３７５°　 Ｆの範囲の温度に少なくとも３０分は熱履歴を加えることが好ましい、好適な時 効の実施は、約３２０乃至３４０°Ｆの間の温度で約８乃至３２時間の処理、特 に、３２０’Ｆまたは３４０“Ｆで１２．１６および（または）３２時間の処理 であると考えられる。さらに、本発明による合金製品には、自然時効を含め、当 分野で周知で一般的な不充分時効（ｕｎｄｅｒａｇｉｎｇ）処理の何れかを施し てもよい。また、これまでは単一時効の工程について述べてきたが、強度を増加 させたり、強度異方性の過酷さく５ｅｖｅｒ　ｉ　ｔｙ　）を軽減したり、また はその両方を行ったりするというように特性を改善するために、２重または３重 の時効工程などの多重時効工程も考えられる。

本発明の利点をさらに実証するために、本発明を説明するための例を次に示すが 、本発明はそれに限定されるものではない。

比較のために、６種類の実験的合金および２つのベースとなる合金を表１に示す 。２つのベースとなる合金は、周知のアルミニウム合金ＡＡＸ　２０９５および ＡＡＸ２０９４である。その他、全体の溶質含有量だけでなく、銅およびリチウ ムの含有量ならびにそれらの成分の割合が熱安定性、強度および破壊靭性に及ぼ す影響を評価できるように、６種類の実験的合金の組成を選んだ。なお、表■に 示した組成の化学的分析は、０．７５インチの標準寸法のプレートによる誘導プ ラズマ方式（ｉｎｄｕｃｔｉｖｅ　ｐｌａｓｍａ　ｔｅｃｈｎｉｑｕｅｓ　）を 用いて行った。また、合金元素の百分率は、重量百分率によるものである。

表土 （ｌｂｓ／ｉｎ”）　（成分比）　（％）　（％）　（％）　（％）　（％）Ａ 　０．０９４Ｂ　５．６３　２．７５　１．６９　０．３４　０．３９　０．１ ３Ｂ　Ｏ，０９５０５，７６２，５１１，５８０，３７０，３７０，１５ＣＯ， ０９５Ｂ　４．２９　３．０１　１．４１　０．４２　０．４０　０．１４Ｄ　 Ｏ，０９６３３，５８３，４８１，３６０，３６０，４００，１３Ｅ　Ｏ，０９ ６６３，２０３，８４１，３３０，３７０，４２０，１２Ｆ”　０．０９７１　 ２．７９　３．６１　１．１０　０．３３　０．４０　０．１４ＡＡＸ２０９５ ０．０９７１　２．６９　４．１２　１．２１　０．３６　０．３８　０．１４ ＡＡＸ２０９４０．０９７４　２．４０　４．７７　１．２５　０．３９　０． ３７　０．１４表Ｉに示した化学組成を選定するにあたり、０．０９５乃至０． 　０９８１ｂｓ／ｉｎ３の目標密度範囲を設定した。表Ｉから判るとおり、６種 類の実験的合金Ａ〜Ｆおよび２つの従来技術の合金は、全て目標密度の範囲内で ある。マグネシウム、銀およびジルコニウムの合金成分は基本的に、０．　４重 量％、０．　４重量％および０．１４重量％にそれぞれ固定した。銅およびリチ ウムの置ならびにリチウムの銅に対する成分比は、６種類の実験的合金Ａ−Ｆに 対して変化させた。

６種類の実験的合金および２つの従来技術の合金の銅およびリチウムの含有量は 、図２において、非平衡溶融温度における予測溶解限度曲線、即ち点線で示した 溶解度曲線に対してプロットしである。図２から判るように、示された全合金の 銅含有率は、およそ２．５乃至４．７重量％の範囲であり、リチウムの含有量は １．１乃至１．７重量％の範囲である。前述のように、溶解限度に対する総溶質 含有量は、本発明の合金の強度および破壊靭性と共に重要な変数である。良好な 破壊靭性を保証するために、図２に示したように、６種類の実験的合金の組成は 、すべて予測溶解限度曲線以下になるよう選択した。合金のうちの４つ、即ちＡ 、Ｂ、ＣおよびＦは、溶質含有量が比較的低い合金であり、合金りおよびＥは、 溶質含有量が中間の合金である。合金りおよびＥでは、溶解限度曲線に近い。こ れに対して、従来技術の合金ＡＡＸ２０９４およびＡＡＸ２０９５では、溶解度 曲線のかなり上方にある。

また、図２には、本発明の合金に対する銅およびリチウムの好ましい範囲を表す 組成枠も示しである。この組成枠は、本発明の合金に対する銅およびリチウムの 好適な範囲を囲むように相互接続する５つの点によって表される。組成枠は、５ つの点３．８重量％の銅−０，８重量％のリチウム、２．８重量％の銅−０゜８ 重量％のリチウム、２．８重量％の銅−１，３重量％のリチウム、３．４５重量 ％の銅−１，３重量％のリチウムおよび３．８重量％の銅−１，０７重■％のリ チウムによって定義される。

組成枠の水平な線および垂直な線を定義する銅およびリチウムの含有量の上限お よび下限については、既に述べた。組成枠の斜めの部分は、銅およびリチウムを 合わせた含有率を所与のリチウム含有率に対する銅の０．　５重量％という熔解 限度より下に維持することを示す。

６種類の合金Ａ−Ｆは、直径９インチの丸い（ｒｏａｎｄ　）ビレットに直接冷 硬鋳造した。この丸いビレ７トを、約８時間、６００乃至８００°　Ｆの温度で 応力除去を行った。その後、合金のビレットＡ−Ｆを、鋸で切り、次の工程を含 む従来の方法を用いて均質化を行った。

■）５０°　Ｆ／時で９４０°　Ｆまで加熱する。

２）９４０°　Ｆで８時間均熱する。

３）５０°　Ｆ／時か、またはそれ以下で１０００’Ｆまで加熱する。

４）１０００’　Ｆで３重時間均熱する。

５）室温まで送風冷却する。

６）ビレットの両側から機械よって力を加えて、熱間圧延して板に延ばすため、 ６インチ厚の圧延ストックにする。

比較用の従来技術の合金は、工場で生産されたプレートサンプルから比較のため に得た。従来技術の合金ＡＡＸ２０９５およびＡＡＸ２０９４は、直接冷硬鋳造 して、厚さ１２インチ×４５インチの長方形のインゴットとした。６００乃至８ ００″　Ｆの温度で８時間にわたり応力除去を行った後、インゴットを鋸で切り 、次のステップによる均質化を行った。

１）５０°　Ｆ／時以下で９３０°　Ｆまで加熱する。

２）９３０°　Ｆで３６時間均熱する。

３）室温まで空気冷却する。

４）インゴットの両表面を同量だけ削り、さらに両側を鋸で切断し、熱間圧延す るための１０Ｘ４０インチの最終的なインゴット断面とした。

均質化した後、すべての合金に熱間圧延を施す。２つの平らな表面を有する合金 Ａ−Ｆを熱間圧延して板にした。熱間圧延の方法は次のとおりである。

１）９５０″　Ｆで予熱し、３乃至５時間均熱する。

２）熱間圧延の前に９００°　Ｆに空気冷却する。

３）クロス圧延により厚さ４インチのスラブとする。

４）不良のエツジ・クラックを熱間せん断する。

５）ストレート圧延により０，７５インチの標準寸法のプレートにする。

６）室温まで空冷する。

従来技術の合金のインゴットを次の手順にしたがって熱間圧延した。

１）９１０乃至９３０°　Ｆに予熱し、さらに１乃至５時間均熱する。

２）厚さフインチのスラブにクロス圧延する。

３）１．’５インチのスラブまでストレート圧延する。

４）スラブを９００乃至９３０°　Ｆまで再び加熱する。

５）熱間圧延により０．　５インチの標準寸法スラブとする。

６）室温まで空冷する。

熱間圧延に続き、各合金を溶体化処理した。０．７５インチの標準寸法のプレー トからなる合金Ａ−Ｆを２４インチの長さに鋸で切断し、１０００”Ｆで１時間 にわたり溶体化処理を行い、さらに冷水で焼き入れした。Ｔ３およびＴ８テンパ ー（ｔｅｉ＋ｐｅｒ）の板は、すべて２時間以内に６％まで延伸した。

０、　５インチの標準寸法のプレートとしての合金ＡＡＸ２０９５およびＡＡＸ ９０２４を、９４０″　Ｆで２時間にわたり溶体化処理を行い、冷水で焼き入れ し、さらに６％まで延伸した。

溶体化処理に続き、合金をすべて人工時効した０合金Ａ−Ｆについては、Ｔ８テ ンパー特性を持たせるために、Ｔ３テンパーのプレートサンプルを３２０°　Ｆ または３４０°　Ｆの何れかで１２．１６および（または）３２時間にわたり時 効した０合金ＡＡＸ２０９５のＴ３テンパーのプレートサンプルは、３００°　 Ｆで１０時間、２０時間、３０時間と時効して、Ｔ８テンパーの特性を引き出し た。

合金ＡＡＸ２０９４−Ｔ３のプレートサンプルは、３００°　Ｆで１２時間時効 した。

超音速航空機の高温での使用環境を再現するために、評価温度として３２５゛Ｆ と３５０°　Ｆとを選んだ。この実験において、３２５°Ｆの場合は、熱履歴時 間を１００および１０００時間に選定した。さらに、これらの８種類の合金の熱 安定性に間する組成の変化を評価するために、３５０°　Ｆで１０００時間の熱 履歴を選定した。

前記の処理条件にしたがい、合金Ａ−Ｆならびに合金ＡＡＸ２０９５およびＡＡ Ｘ９０２４に対して、機械的特性を調べた０表ＩＩにＴ８８テンパー件における 最高強度への時効硬化の結果を示す。なお、引張り特性は、すべて重複試験から 得た平均値である。破壊靭性試験の結果は、単一試験によるものである。引張り 試験は、縦０．３５０インチの円形の検査標本で行い、破壊靭性試験は、Ｗ＝１ ．５”ＯＣＴ　（ｃｏ＋５ｐａｃｔ　ｔｅｎｓｉｏｎ　）検査標本で行った。

合金ＡＡＸ２０９４およびＡＡＸ９０２５と合金Ａ−Ｆとの間の特性の比較をお だやか（ｃｏｎｓｅｒｖａｔｉνｅ）にするために、合金Ａ〜Ｆには厚さ０．７ ５インチの検査標本を、そして従来の技術の合金には厚さ０．　５インチの検査 標本を用いたＣＴ検査標本によって破壊靭性の試験を実施した。

機械的特性試験の結果は、表ＩＩ〜ＩＶに示す０表ＩＩに−よ、引張り試験およ び破壊靭性試験の結果を掲げ、合金Ａ−Ｆおよび２つの従来技術の合金に関して 、Ｔ８８テンパー件において最高強度に至るまでの人工時効の応答を示す。

表上土 （ｈ／Ｆ　）　（ｋｓ　ｉ）　（ｋｓ　ｉ）　（％）　（ｋｓｉ−７ｉｎｃｈ） Ａ　８／３２０　７８．３　７３．２　８．６　Ｎ、Ａ。

１６／３２０　８４．４　Ｂｏ、３　９．３　３１．７／３３．７２４／３２０ 　８４．８　８１．０　Ｂ、２　３０．６／２８．６Ｂ　８／３２０　７４．０ 　６８．２　８．６　Ｎ、八。

１６／３２０　７７．２　７３．６　１０．０　３６．７２４／３２０　７８． ５　７５．０　９．３　３０．１Ｃ８／３２０　８１．７　７８．４　Ｎ、０　 ４３．９１６／３２０　８２．６　７９．１　１１．０　３７．７２４／３２０ 　８３．６　Ｂｏ、３　１１．０　３２．７Ｄ　Ｂ／３２０　８７．０　８３． ８　１１．０　２９．９１６／３２０　８８．７　８５．５　１１．０　２４． ９２４／３２０　８８．９　８６．２　１１．０　２５．ＩＥ　８／３２０　９ １．４　Ｂ９．０　１０．０　２７．３１６／３２０　９５．５　９２．９　９ ．０　２２．８２４／３２０　９５．０　９３．１　８．０　２１．４Ｆ　８／ ３２０　８９．２　８５．８　１１．０　３４．４１６／３２０　Ｂ８．３　８ ５．０　１０．０　２８．８２４／３２０　Ｂ９．６　８６．４　１１．０　２ ４．９ＡＡＸ２０９５　１０／３００　８８．７　Ｂ４．０　９．３　２７．７ ２０／３００　９３．０　９０．５　６．４　２２．２３０／３００　９４．０ 　９１．５　７．１　１８．４ＡＡＸ２０９４　１２／３００　９３．７　９０ ．１　９．０　２１．８亥上工上 Ａ　１００　７６．５　７２．０　？、０　２２．２１０００　７３．１　６４ ．３　８．０　２６．４Ｂ　１００　７５．０　６９．８　９．０’２４．７１ ０００　７０゜１　６１．４　１１．０　２９．４Ｃ１００８０，４７６，０１ １，０２４，８１０００、７５，１６７，７１２，０２６，４Ｄ　１００　８６ ．２　８２．３　８．０　１４．８１０００　７８．９　７１．６　１０．０　 ２０．８巳　１００　８９．１　８７．３　５．０　１４．５１０００　７６． ６　７５．４　４．０　１８．７Ｆ　１００　８７．１　８３．１　１０．０　 ２３．０１０００　Ｂｏ、４　７３．６　１０．０　２２．０ＡＡＸ２０９５　 １００　９１．７　８８．７　？、０　１２．３１０００　８１．５　７４．２ 　９．０　１２．４ＡＡＸ２０９４　１００　９４．４　９０．５　５．０　１ １．２１０００　８３．９　７６．６　６．０　１１．９なお、時効条件に関す る降伏強度の増減を判断するために、異なる時効時間でｍ械的特性を試験した。

後述するように、時効中に機械的特性を監視することにより、熱安定性に対する 種々の組成の評価が容易にできた。、表ＴＩＩは、３２５°Ｆで１００時間およ び１０００時間にわたる長期熱履歴後の引張降伏応力（ＴＹＳ）および破壊靭性 （Ｋｑ）をそれぞれ示したものである。表２に示したような最高強度が達成され た後、同様の温度および時間でさらに合金に熱履歴を加えた。

表ＩＩおよびＩＩＩに指定した時効条件に対する破壊靭性および引張降伏応力を 図３に示した。図３に、その凡例にある各合金に対応した時効作用曲線を示す。

この時効作用曲線は、初期時効から最大または最大に近い強度に対応するデータ 点を表している。これらの組み合わされたデータを使用することにより、合金Ａ 〜Ｆおよび２つの従来技術による試験用合金の過時効作用の比較が、図１に図示 したように可能となる。例えば、合金Ｆに対する時効曲線は、表ＩＩから得られ る破壊靭性（Ｋｑ）および対応する引張降伏応力（ＴＹＳ）の点を３点有し、こ れらの点は一般に垂直に並ぶ。同し曲線上にさらに続けて２つのデータ点が示さ れているが、これらは、表Ｉ１１に示したような３２５°　Ｆにおける１００時 間および１０００時間の熱履歴を表す、このように、各合金の曲線は、２つの追 加点によって表されるような延長された過時効作用を示す。つまり、第１の追加 点は、３２５°　Ｆでの１００時間の過時効後の標本のＴＹＳ−Ｋｑ値を表し、 第２の追加点は、３２５°　Ｆでの１０００時間の過時効後の標本のＴＹＳ−Ｋ ｑ値を表す。

基礎となる合金ＡＡＸ２０９５およびＡＡＸ９０２４は、図１に示すように高強 度のリチウム含有アルミニウム合金の典型的な過時効作用を示し、過時効中に破 壊靭性の重大な損失と強度の激しい損失とを示し、長期間熱に曝した後も破壊靭 性は検知できるほどは回復しない。このことは、ＡＡＸ２０９５およびＡＡＸ９ ０２４の曲線において最高の引張降伏応力を達成した後の概して水平な形状によ って実証される。長期間の熱履歴を受けた後も不充分な破壊靭性を示すことに関 連して、合金ＡＡＸ２０９５およびＡＡＸ９０２４は、高溶質合金であり、図２ に示すように溶解限度曲線の上方に組成を有する。

同様に閲３を参照すると、合金Ａ−ＣおよびＦは、３２５°　Ｆへの熱履歴中の 過時効の間、破壊靭性の著しい損失は見られない。図２を参照すると、これらの ４種類の合金は、溶解限度曲線と比較した場合、銅およびリチウムの含有量、即 ち、全体的な溶質の含有量が低い。合金りおよびＥ（溶質含有量が中程度の合金 ）は、中間的な作用を示す、即ち、過時効の初期段階では破壊靭性の損失を示す が、破壊靭性の回復は強度の激しい損失の後にしか起らない。

図３に実証されているように、過時効中の２０　ｋ　ｓ　ｉ　−Ｊｉｎｃｈ以下 の破壊靭性の損失および付加的な過時効による軟化後の２０ｋｓ　ｉ　−、／− １ｎｃｈを超える破壊靭性の回復能力は、銅およびリチウムを合わせた溶質含有 量のレベルに強く関係している。総溶質含有量が、溶解限度より充分低い、即ち 、所与のリチウムレベルにおける溶解限度より銅の含有量が０．５重量％低い場 合、その合金は、高温履歴の期間を通じ２０ｋｓ　ｉ　−、ｆ’１ｎｃｈを超え る良好な破壊靭性値を維持する。

本発明の合金組成のより優れた破壊靭性をさらに明確に比較するために、３２５ °　Ｆで１００時間にわたり熱履歴した後の凡例中の各合金の破壊靭性および引 張降伏応力を図４に示した。図４から明らかなとおり、合金Ａ−ＣおよびＦは、 ３２５°　Ｆで１００時間後も良好な破壊靭性を維持し、各合金は、２０ｋｓ　 ｉ・７ｉｎｃｈ以上の破壊靭性がある。また、合金ＦおよびＣは、２つの比較的 柔らかい合金ＡおよびＢと同様の破壊靭性を維持する一方で、合金ＡおよびＢよ り高い強度を保つ。合金Ｆは、合金Ｃより高い強度を示し、合金Ｃは、合金Ｆよ り僅かに高い破壊靭性を示す。図４に示したデータは、図３の各合金の曲線にお ける最後から２番目のデータ点に対応する。

図５は、図４と同様のグラフで、３２５”Ｆで１０００時間の熱履歴の後の凡例 中の各合金に対する破壊靭性と引張降伏応力との間の関係を示す。図５に示した データは、図３に示した曲線上の最後の点に対応する。

図５に示した結果は、図４に示したものと同様であることが判る。この場合も、 合金ＦおよびＣが、良好な強度および破壊靭性を維持し、合金Ｆが、最高の強度 と充分なレベルの破壊靭性、即ち、２０ｋｓ　＋・７ｉｎｃｈ以上を維持する０ 合金Ｃは、やはり比較的高い破壊靭性を示すが、強度は合金Ｆより低い。なお、 溶質含有量が中程度の２つの合金りおよびＥが、軟化すると同時に破壊靭性の回 復を示す点は注目に値する。

本発明の合金組成に関する熱履歴の効果をさらに実証するために、３５０°　Ｆ で長期にわたる熱履歴の後に室温で試験を行った表■の合金の引張降伏応力（Ｔ ＹＳ）および破壊靭性（Ｋｑ）を表Ｉｖに示す。１０００時間を超える長時間に わたる３２５°Ｆの試験は実験として、実際的でないため、このデータは、１０ ００時間を越えた長期にわたる３２５°　Ｆの熱履歴を再現することを意図した ち（ｈ）　（ｋｓｉ）（ｋｓｉ）（％）　（ｋｓｉ−７ｉｎｃｈ）Ａ　１００　 ７７．５　７０．６　８．０　２３．２１０００　６４．２　５０．５　９．０ 　２６．５Ｂ　１００　７２．２　６５．３　１１．０　２９Ｊ１０００　５６ ．２　４１．５　１２．０　２６．９Ｃ１００７５，１６８，６１０，０２５， ５１０００６０，１４５，３１０，０２９，７Ｄ　１００　８１．４　７５．６ 　９．０　１８．９１０００　６６．０　５１．９　１２．０　２８．ＯＥ　１ ００　８５．７　８１．１　４．０　１６．３１０００　６９．５　５６．１　 ６．０　２２．３Ｆ　１００　８２．５　７６．８　７．０　２３．９１０００ 　６９．０　５６．８　９．０　２５．６晶χ２０９５　１００　８６．６　Ｂ ｏ、５　９．０　１２．９１０００　７０．０　５７．７　９．０　１７．９Ａ ＡＸ２０９４　１００　８７．３　８０．８　５．０　１２．２１０００　７１ ．３　５７．４　７．０　１５．６時効の結果、および表ＩＶに示した破壊靭性 と引張降伏応力との間の関係を図３と同様の要領で図６に示す。この場合でも、 強度と破壊靭性との組み合わせで示した他の合金に比べ、合金Ｆの方が優れてい る。この３５０’Ｆで１０００時間の「加速試験」において実証されたことは、 合金Ｆは、他の低溶質および中間溶質の合金と同じレベルの破壊靭性を本質的に 維持すると同時に、ＡＡＸ２０９４およびＡＡＸ　２０９５などのはるかに高溶 質の合金と同じレベルの強度も本質的に持っているということである。

図３〜６および表１ｌ−ＩＶに示した結果に基づいて、過時効中の破壊靭性の損 失および過時効による軟化後の破壊靭性の回復能力は銅とリチウムとを合わせた 溶質含有率の水準に強く関係することが判った。合金Ａ−Ｆ間の比較から明らか なように、銅の含有量が高いほど、長期間の高温での熱履歴を加えた後の強度の 損失を最小限に止めるのに役立つ。

３２５°　Ｆにおける１００時間および１０００時間の熱履歴試験ならびに３５ ０’　Ｆにおける１０００時間の熱履歴試験に基づいて、合金Ｆは、高温での長 期間に亘る熱履歴を加えた後も破壊靭性を失うことなく強度の最小限の損失とい う最も好ましい特性を示した０図３〜６に示したように、合金Ｆは、充分なレベ ルへの回復により、最小限の充分なレベル以下となるような破壊靭性の低下とい う望ましくない影響は示さなかった。また、合金Ｆは、高温での熱履歴の全期間 に亘り充分なレベルの破壊靭性を維持した。さらに、合金Ｆの密度は、従来技術 のアルミニウムー銅ベースの高強度高温合金ＡＡ２５１９に比較して６％軽い、 即ち、０．　０９７１ｂｓ／ｉｎ’である０本発明の合金成分の予測しなかった 特性をさらに示すために、合金Ｆに対する３２５°Ｆおよび３５０°　Ｆにおけ る１００時間の熱履歴後の密度および引張降伏応力を、３種類の従来技術の合金 と表Ｖにより比較する。表■から明らかなように、合金Ｆは、最低の密度を示す 一方で、両温度レベルで最高の引張降伏応力を与えている。

表Ｖ 密　度　引張降伏応力 金−−金　」ルシ江ｉｎ　３２互二凡利柱Ｌｌ　３５豆二旦Ａ醜ＬＩＦ　０．０ ９７　７１　６４ ２６１Ｂ−Ｔ６５１　０．１００　５０　４５２０２４−Ｔａ２　０．１０１　 ５７　４９２５１９−Ｔａ２　０．１０３　６５　５９合合金および３種類の従 来技術の合金に対する表■と同様の比較を表■１に示す。表ＩＶにおいて、３２ ５°Ｆおよび３５０°　Ｆに１０００時間での熱履歴後の室温の引張降伏応力と 密度を比較する。この場合も、合金Ｆが、最低の密度および最高の室温引張降伏 応力を示す。なお、２６１８．２０２４．２２１９および２５１９の特性の出典 は、１９９１年１２月６〜７日にＮＡＳＡラングレイ金属材料研究会（ＮＡＳＡ 　Ｌａｎｇｌｅｙ　Ｍｅｔａｌｌｉｃ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ）においてＬ−アンガーズ（１，Ａｎｇｅｒｓ　）により提示された［高速航空 機のためのアルミニウム材料（Ａｌｕｍｉｎｕｍ−ｂａｓｅｄ　Ｍａｔｅｒｉａ ｌｓ　ｆｏｒ　Ｈ４ｇｈ　５ｐｅｅｄ　Ａｉｒｃｒａｆｔ）　Ｊである。

下記の温度での１０００時間熱履歴後の密　度　室温の引張降伏応力 ｉＬ−！Ｌ　Ａルシ的１−　ユＩ旦二Ｌｉ軽ＬＹ　主ｌ豆と１１組ＵＦ　Ｏ，０ ９７７４５７ ２６１８−Ｔ６５１　０．１００　５１　５０２０２４−Ｔａ２　０．１０１　 ４５　３５２５１９−Ｔａ２　０．１０３　３６　３５本発明の合金組成により 、予想外に、高温での温度履歴によって充分なレベルの破壊靭性と高レベルの強 度とが同時に得られる。このように、本発明の合金組成は、良好な温度安定性を 必要とする宇宙航空および航空機の分野での使用に特に適合するものである。こ れらのタイプの用途においては、マツハ２．０乃至２゜２に曙される機体の表面 材は、３２５°　Ｆに曝される場合もある。前記の結果に基づいて、本発明の合 金組成により、このような高温期間中も破壊靭性の重大な劣化を伴わずに、平面 ひずみ破壊靭性の値を約２０　ｋ　ｓ　ｉ　−７ｉｎｃｈ以上に維持する低密度 高強度のアルミニウム・リチウム合金が得られる。

なお、板状の構造を得るという点から本発明の製造方法を説明してきたが、本発 明の合金組成および方法を用いて如何なる形状の部品も作ることができる０例え ば、機体の表面材または構造上の枠構成要素は、本発明の合金組成から作り、か つ本発明の方法に従って組立てることができる。

そのようなものとして、以上のような本発明の目的のそれぞれを達成する本発明 の好適な実施例によって開示されてきた本発明は、高温での熱履歴での全期間に 亘り高い強度と充分なレベルの破壊靭性とを共に具する新たに改良されたアルミ ニウム合金組成を提供する。

勿論、当業者であれば、本発明の示すところにより種々の修正、修正および改変 を考えることができるが、それらは何れも本発明の意図する原理および範囲に該 当する。したがって、本発明は、添付の特許請求の範囲によってのみ制限される 。

凡例・ ＦＩＧ、　１ （％°ＩＭ）濤 （ｕ！７・！ＳＭ）拐…南 補正書の翻訳文提出書（特許法第１８４条の８）平成　６年１１月１５日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．実質的に、 ＣｕａＬｉｂＭｇｃＡｇｄＺｒｅＡｌｂａｔなる式から成り、前記式において、 ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびｂａｌは各合金成分の重量百分率で表した存在量を示 し、 ２．８＜ａ＜３．８、 ０．８０＜ｂ＜１．３、 ０．２０＜ｃ＜１．００、 ０．２０＜ｄ＜１．００、かつ ０．０８＜ｅ＜０．２５であり、 ０．０９５乃至０．０９８０ｌｂｓ／ｉｎ３の範囲の密度を有し、さらに、高温 での熱履歴の期間にわたり高い強度および破壊靭性を有することを特徴とする低 密度アルミニウム合金。 ２．銅およびリチウムの量が、 Ｃｕ（重量％）＋１．５Ｌｉ（重量％）＜５．４によって決定されることを特徴 とする請求項１記載の低密度アルミニウム合金。 ３．銅：リチウムの比が、銅含有量が一方の軸上にあり且つ、リチウム含有量が 他方の軸上にあるようなグラフの一領域の中にあり、さらに前記領域が、次の座 標（ｃｏｒｎｅｒｓ） （ａ）３．８重量％Ｃｕ−０．８重量％Ｌｉ（ｂ）２．８重量％Ｃｕ−０．８重 量％Ｌｉ（ｃ）２．８重量％Ｃｕ−１．３重量％Ｌｉ（ｄ）３．４５重量％Ｃｕ −１．３重量％Ｌｉ（ｅ）３．８重量％Ｃｕ−１．０７重量％Ｌｉによって確定 されることを特徴とする請求項１記載の低密度アルミニウム合金。 ４．銅およびリチウムを合わせた含有量が、アルミニウム内の銅およびリチウム の溶解限度（ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ　ｌｉｍｉｔ）より、所与のリチウム量に対 し少なくとも銅の０．４重量％は低いことを特徴とする請求項１記載の低密度ア ルミニウム合金。 ５．実質的に、 ＣｕａＬｉｂＭｇｃＡｇｄＺｒｅＡＩｂａｔなる式からなり、前記式において、 ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびｂａ１は各合金成分の重量百分率（重量％）で表した 値を示し、ａは３．６、ｂは１．１、ｃは０．４、ｄは０．４０、ｅは０．１４ であり、さらにｂａｌはアルミニウムの存在量であり、０．０９７１ｌｂｓ／ｉ ｎ３の密度を有し、さらに、３００°Ｆ以上の高温に長時間曝したときに２０ｋ ｓｉ・√ｉｎｃｈを超える破壊靭性を有することを特徴とする低密度アルミニウ ム合金。 ６．請求項１記載の低密度アルミニウム合金から作られた航空宇宙用機体構造物 。 ７．高温において高い破壊靭性および強度を有するアルミニウム合金の製品を作 るために、 Ａ）各合金成分の重量百分率で表した量をａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびｈａｌで表 し、 ２．８＜ａ＜３．８、 ０．８０＜ｂ＜１．３０、 ０．２０＜ｃ＜１．００、 ０．２０＜ｄ＜１．００、かつ ０．０８＜ｅ＜０．４０として、 ＣｕａＬｉｂＭｇｃＡｇｄＺｒｅＡｌｂａｔなる組成の合金をインゴットまたは ビレットとして鋳造し、前記合金が、０．０９５乃至０．０９８１ｌｂｓ／ｉｎ ３の範囲の密度を持つようにする工程、Ｂ）加熱により前記のインゴットまたは ビレットの応力を除去する工程、Ｃ）前記のインゴットまたはビレットを加熱し 、高温で均熱し、さらに冷却することにより、均質化する工程、 Ｄ）前記のインゴットまたはビレットを圧延して、最終的な標準寸法の製品にす る工程、 Ｅ）均熱後に焼き入れすることにより、前記製品を溶体化処理する工程、Ｆ）前 記製品を５乃至１１％まで延伸する工程、およびＧ）加熱することにより前記製 品を時効する工程を備えたことを特徴とするアルミニウム合金製品の製造方法。 ８．前記製品の高温での使用期間中に、前記製品が充分なレベルの破壊靭性を維 持できるように、銅およびリチウムの量が、Ｃｕ（重量％）十１．５Ｌｉ（重量 ％）＜５．４なる式に従って、銅およびリチウムの量を決定する工程をさらに備 えたことを特徴とする請求項７記載の製造方法。 ９．Ａ）約６００乃至８００°Ｆの間で約８時間にわたり応力除去を行う工程、 Ｂ）最初に約９４０°Ｆで約８時間、次に約１０００°Ｆで３６時間、前記イン ゴットを均質化し、続いて送風冷却する工程、Ｃ）前記インゴットを９５０°Ｆ で約３乃至５時間予熱し、約９００°Ｆで空冷し、さらに熱間圧延する工程、 Ｄ）約１０００°Ｆで約１時間にわたり溶体化処理を行い、さらに冷水焼き入れ を行う工程、 Ｅ）約６％延伸する工程、および Ｆ）約３２０乃至３４０°Ｆで約１２乃至３２時間時効する工程を備えたことを 特徴とする請求項７記載の製造方法。 １０．少なくとも約３２５°Ｆの高温で長時間の熱履歴を加えられたときに、２ ０ｋｓｉ・√ｉｎｃｈを超える破壊靭性を示すことを特徴とする請求項７記載の 製造方法によって作られる製品。