JPH09501203A - 極低温破壊靭性の改良されたＡｌ‐Ｃｕ‐Ｌｉ合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 極低温において改善された強度及び破壊靭性を示すアルミニウム-銅-リチウム合金の製造方法が提供される。改善された極低温特性は、冷間加工及び人工時効の量のような加工パラメーターと共に合金の組成を調節することによって達成される。室温に比して実質的に等しいか又は大きい強度及び破壊靭性が極低温で得られるので、打上げロケットなどの極低温タンクに当該合金を使用することができる。

Description

【発明の詳細な説明】 極低温破壊靭性の改良されたＡｌ-Ｃｕ-Ｌｉ合金 関連出願の相互参照 本願は、１９９３年３月１２日出願の米国特許出願第０８/０３２１５８号の 部分継続出願であり、当該米国特許出願第０８/０３２１５８号は１９９０年３ 月１４日出願の米国特許出願第０７/４９３２５５号の部分継続出願であり、当 該米国特許出願第０７/４９３２５５号は１９８９年３月２３日出願の米国特許 出願第０７/３２７６６６号の部分継続出願であり、米国特許出願第０７/３２７ ６６６号は既に放棄された１９８８年８月１８日出願の米国特許出願第０７/２ ３３７０５号の部分継続出願である。発明の分野 本発明は、極低温での破壊靭性の改良されたアルミニウム-銅-リチウム合金に 関する。より具体的には、組成及び加工パラメーターの制御によって、低温で改 善された破壊靭性と強度を示す合金が提供され、打上げロケットなどの極低温タ ンクへの使用に適したものとなる。発明の背景 アルミニウム-銅-リチウム合金は、打上げシステムにおける従来のアルミニウ ム合金の代替材料として検討されている。現在、打上げロケットは主にアルミニ ウムアソシエーション（Aluminum Association）登録合金２０１４（タイタン(T itan)）及び２２１９（スペースシャトル外部タンク）から作られている。この ような打上げシステムの空重量（すなわち、推進薬を除外した重量）の大半は推 進薬収納容器にある。スペースシャトル外部タンクや計画中のタイタIV極低温上 段のような最新式システムでは、好ましい推進薬系は液体水素と液体酸素であり 、共に極低温の液体である。したがって、このような推進薬収納容器用の構造合 金は極低温使用温度で高い強度と高い靭性を有していることが重要である。さら に、こうした合金が母材及び溶接物共に極低温で室温に比して実質的に等しい又 は大きい強度及び靭性を有していると特に有益である。極低温においてより 高い破壊靭性及び強度を達成する能力を有していれば、タンクの構造耐力試験を 極低温でなくとも室温において経済的に行うことができる。極低温での強度及び 靭性が共に実質的に等しいか又は増大していれば、室温での耐力試験に合格する ことで極低温使用温度において強度超過荷重による破壊も靭性不足による破壊も 起こらないことが保証される。 溶体化処理と急冷処理の後で人工時効の前に冷間加工すると、Ａｌ-Ｃｕ及び Ａｌ-Ｃｕ-Ｌｉ合金の機械的性質が影響を受けることが知られている。こうした 冷間加工を起こすための最も一般的な方法は押出品、薄板及び厚板のような軸対 称成形品の塑性引伸し(stretching)によるものである。こうした引伸し（通常は 室温で実施される）は、塑性オフセットにより製品を矯正(straigthening)する とともに、高アスペクト比の強化析出物（例えば、小板(platelet)、ラス(lath) など）の核生成部位として役立つ転位を与えるという２つの機能を発揮し、それ により強度を増加させる。引伸しはＡｌ-Ｃｕ及びＡｌ-Ｃｕ-Ｌｉ合金において 室温靭性を増大させることも知られているが、我々の知る限り、極低温靭性に対 する引伸しの影響についてこれまで報告された例はない。 何種類かのアルミニウム-銅-リチウム合金が商品化されている。その中には、 アルミニウムアソシエーション（ＡＡ）登録合金２０２０、２０９０、２０９１ 、２０９４、２０９５、２１９５及び８０９０が含まれる。 合金２０２０は、重量％で表してＡｌ−４.５Ｃｕ−１.１Ｌｉ−０.５Ｍｎ− ０.２Ｃｄの呼称組成を有しており、１９５０年代に登録されたものである。こ の合金は比較的低密度で高い強度を発揮したが、非常に低レベルの破壊靭性及び 延性しか有していなかった。これらの問題に加えて、加工処理の難しさのために 、この合金はアルミニウムアソシエーションの登録から外された。 Ａｌ−（２.４〜３.０）Ｃｕ−（１.９〜２.６）Ｌｉ−（０−０.２５）Ｍｇ −０.１２Ｚｒからなる合金２０９０は、２０２４や７０７５のような高強度合 金の低密度代替物として設計されたものである。この合金は比較的高い強度を発 揮するが、短横断方向破壊靭性と短横断方向延性に劣っており、層間剥離の問題 と相俟って、広範な商業的成功を収めるには至っていない。 Ａｌ−（１.８〜２.５）Ｃｕ−（１.７〜２.３）Ｌｉ−（１.１〜１.９）Ｍｇ −０.１２Ｚｒからなる合金２０９１は、高強度・高延性合金として設計された 。しかし、最大強度を生じる熱処理条件において、延性は短横断方向で比較的低 い。さらに、非冷間加工テンパーのときの合金２０９１で達成される強度は冷間 加工テンパーのときの合金で得られる強度を下回る。 Ａｌ−（１.０〜１.６）Ｃｕ−（２.２〜２.７）Ｌｉ−（０.６〜１.３）Ｍｇ −０.１２Ｚｒからなる合金８０９０は、剥離腐食抵抗及び耐損傷性の要求され る航空機用に設計されたものである。しかし、合金８０９０は強度性能に限りが あり破壊靭性に乏しいことから航空宇宙及び航空機の用途に広く受け入れられる ようにはなっていない。 合金２０９４はＡｌ−（４.４〜５.２）Ｃｕ−（０.８〜１.５）Ｌｉ−（０. ２５〜０.６）Ｍｇ−（０.２５〜０.６）Ａｇ−最大０.２５Ｚｎ−最大０.１Ｍ ｎ−（０.０４〜０.１８）Ｚｒからなり、合金２０９５はＡｌ−（３.９〜４.６ ）Ｃｕ−（１.０〜１.６）Ｌｉ−（０.２５〜０.６）Ｍｇ−（０.２５〜０.６） Ａｇ−最大０.２５Ｚｎ−最大０.１Ｍｎ−（０.０４〜０.１８）Ｚｒからなる。 合金２１９５は合金２０９５に類似しているが、Ｃｕ及びＬｉの範囲が僅かに低 い。これらの合金は、超高強度、高モジュラス、良好な溶接性など、ひときわ優 れた性質を有する。 米国特許第５０３２３５９号、同第５１２２３３９号、１９８９年３月２３日 出願の米国特許出願第０７/３２７６６６号、１９９０年３月１４日出願の米国 特許出願第０７/４９３２５５号及び１９９０年１月２６日出願の米国特許出願 第０７/４７１２９９号には、銅、リチウム、マグネシウム及び他の合金添加成 分を含んだアルミニウム基体合金が開示されている。これらは文献の援用によっ て本願明細書の内容の一部をなす。これらの合金は、高強度、高モジュラス、良 好な溶接性及び良好な自然時効レスポンスなど非常に有益な性質を有することが 判明している。 極低温で改良合金を使用することの技術的重要性に鑑みれば、従来のアルミニ ウム合金に比べて高い強度と破壊脆性をもち、しかも極低温で室温よりも高い強 度及び靭性をもつ低密度アルミニウム基体合金を提供することが望ましい。本願 発明は、上記に鑑みて開発されたものであり、本発明の方法で加工処理したとき に改善された組合わせの極低温破壊脆性及び強度を示すような特定の組成範囲に あるアルミニウム-銅-リチウム合金を提供する。発明の概要 本発明の目的は、室温よりも極低温で向上した破壊靭性及び強度をもつアルミ ニウム-銅-リチウム合金の製造方法を提供することである。 本発明のもう一つの目的は、アルミニウム基体合金の極低温破壊脆性及び強度 を増加させる方法にして、溶体化処理及び急冷処理した特定組成範囲内のアルミ ニウム基体合金を準備し、極低温での強度及び破壊靭性が所望の増加に達するに 十分な量で合金を塑性加工及び人工時効に付す段階を含んでなる方法を提供する ことである。 本発明のもう一つ目的は、室温よりも極低温で向上した破壊靭性及び強度をも つアルミニウム-銅-リチウム合金を提供することである。 本発明のもう一つ目的は、改良された極低温破壊靭性及び強度を有する鍛造ア ルミニウム基体合金にして、極低温での強度及び破壊靭性が所望の増加に達する に十分な量で合金を塑性加工し人工時効した鍛造アルミニウム基体合金を提供す ることである。さらに、当該合金中に存在する銅、リチウム及び他の元素の量は 、極低温での特性が所望通り改良されるように調節される。 本発明のもう一つ目的は、液体水素、液体酸素及び液体窒素のような極低温物 質を収容するための容器にして、極低温使用温度での破壊脆性及び強度の改良さ れたアルミニウム-銅-リチウム合金でできた容器を提供することである。 本発明によれば、その一つの形態において、次の段階を含んでなる改良アルミ ニウム基体合金の製造方法が提供される。 a)２.０〜６.５重量％のＣｕ、０.２〜２.７重量％のＬｉ及び残余のアルミニ ウム及び付随不純物から基本的になる、溶体化処理及び急冷処理されたアルミニ ウム基体合金を準備する段階、及び b)極低温での強度及び破壊靭性が所望の増加に達するに十分な量で、上記合金 の塑性加工及び人工時効の少なくともいずれかを行う段階。 本発明の別の実施形態では、２.８〜４.８重量％のＣｕ、０.４〜１.５重量％ のＬｉ、０.２〜１.０重量％のＭｇ及び残余のアルミニウム及び付随不純物から 基本的になる鍛造アルミニウム基体合金にして、室温での強度及び破壊靭性と実 質的に等しいか又はそれらを上回る極低温での強度及び破壊靭性を当該合金に与 えるに十分な量で、塑性加工、又は人工時効、又は塑性加工及び人工時効に付さ れた鍛造アルミニウム基体合金が提供される。 本発明の別の実施形態では、２.８〜４.５重量％のＣｕ、０.４〜１.５重量％ のＬｉ、０.２〜１.０重量％のＭｇ及び残余のアルミニウム及び付随不純物から 基本的になる合金でできた極低温物質収容容器にして、当該合金が、室温での強 度及び破壊靭性と実質的に等しいか又はそれらを上回る極低温での強度及び破壊 靭性を当該合金に与えるに十分な量で、塑性加工、又は人工時効、又は塑性加工 及び人工時効されたものである極低温物質収容容器が提供される。図面の簡単な説明 図１は、室温及び極低温における合金の破壊強さと降伏強さの関係を示すグラ フである。このグラフは、合金を低い降伏点まで人工時効したとき極低温での合 金の破壊靭性が増大するが、合金を高い降伏点まで人工時効したときは室温での 破壊靭性に比べて極低温破壊靭性が低下することを示している。 図２は、室温及び極低温における合金の破壊強さとリチウム含量の関係を示す グラフである。このグラフは、リチウム含量の低い合金では極低温対室温破壊靭 性の増大が観察されるのに対して、リチウム含量の高い合金では極低温破壊靭性 の増大は全く認められないことを示している。 図３は、室温及び極低温における合金の破壊強さとマグネシウム（Ｍｇ）含量 の関係を示すグラフである。このグラフは、すべての合金で極低温対室温破壊靭 性の増大が観察されることを示している。 図４は、様々な量で引伸した合金の破壊靭性と温度との関係を示すグラフであ る。このグラフは、合金の引伸しの量を少なくすると極低温対室温破壊靭性が低 下するが、合金の引伸しの量を大きくすると極低温破壊靭性が増大することを実 証している。 図５は、室温及び極低温における合金の破壊強さと引伸し率（％）の関係を示 すグラフである。このグラフは、引伸しレベルが低いと極低温対室温破壊靭性が 減少するが、引伸しレベルを高めると極低温破壊靭性が増大することを示してい る。 図６は、室温及び極低温における合金の破壊強さと時効温度の関係を示すグラ フである。このグラフは、時効温度の低下に伴って室温及び極低温靭性共に増大 することを示している。 図７は、様々な量で引伸した本発明の合金の破壊靭性と温度との関係を示すグ ラフである。加えて、従来の合金の破壊靭性と温度との関係も示してある。この グラフは、本発明の合金では引伸しの量が大きいと極低温破壊靭性が改善される ことを実証している。さらに、従来の合金と比べると本発明の合金の強度及び破 壊靭性共に格段に向上していることも示している。発明の詳細な説明 本発明は、改善された極低温破壊靭性及び強度特性を生じさせるための、アル ミニウム-銅-リチウム合金の組成、製作及び熱処理の調節に関する。本発明によ れば、鍛造アルミニウム-銅-リチウム合金が提供されるが、極低温での破壊靭性 は室温での破壊靭性と実質的に等しいか又はそれを上回る。さらに、極低温での 強度は室温での強度よりも高い。極低温におけるこのような向上した破壊靭性と 強度との組合わせを、本発明では、「望ましい極低温破壊靭性傾向(desirable c ryogenic fracture toughness trend)」と定義する。この望ましい傾向は、合金 中の銅及びリチウムの濃度の調節、並びに合金の引伸し（ストレッチ）、時効及 び再結晶のような加工パラメーターの調節によって達成することができる。 「極低温」という用語は、本発明では、室温を大きく下回る温度で通常は０℃ 未満の温度を含むと定義される。例えば、水素（−２３５℃）、酸素（−１８３ ℃）及び窒素（−１９６℃）が液体となるような温度は極低温に含まれる。実験 的評価を目的とする場合には、−１９６℃の温度を極低温とみなす。室温はその 一般的用法にしたがって定義され、約２０〜約２５℃の温度を含む。実験的評価 を目的とする場合には、２５℃の温度を室温とみなす。 アルミニウム、銅及びリチウムに加えて、本発明の合金は、ある好ましい実施 形態では、マグネシウム、銀、亜鉛及びそれらの組合わせを結晶微細化剤、ディ スパーソイド形成元素及び核生成助剤のような他の合金元素と共に含んでいても よい。本発明の合金の合金添加成分の組成範囲を次の表１に示す。特記しない限 り、本願明細書中の組成値はすべて重量％である。 その添加によって望ましい極低温破壊靭性傾向の達成に格段の支障が生じない 限り、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｂ、Ｆｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｖ、Ｍｏ、 Ｓｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びそれらの組合わせのような他の 合金添加成分が合計約１０重量％以下の量で含まれていてもよい。Ｚｒ、Ｔｉ、 Ｃｒ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ及びＴｉＢ₂のような結晶微細化剤が約０.０１ 〜約１.０重量％の好ましい合計量、さらに好ましくは約０.０８〜約０.３重量 ％の合計量で含まれていてもよい。結晶微細化元素及び／又はディスパーソイド 形成元素の量は、例えば急冷凝固、機械的合金化(mechanical alloying)及び反 応ミリング(reaction milling)などの粉末冶金加工法を採用する場合には、１. ０％を超過してもよい。ジルコニウム及びチタンは結晶微細化用添加成分として 特に好ましく、Ｚｒは再結晶防止剤としても有益である。 本発明にしたがって、表２に示す組成をもつ合金を製造した。表２には記載さ れていないが、アルミニウムが各組成の残部をなす。 特記しない限り、上記の表に示す個々の組成物は次のようにして製造した。ガ ス誘導溶融炉を用いて、合金を２３kg(５０lb)の直径１６.５cm(６.５インチ)の インゴットに鋳造した。インゴットを４５０℃で１６０時間さらに５０４℃で８ 時間均質化し、皮むきし、３７０℃（７００°Ｆ）の予熱温度で１.９×５.１cm （３/４×２インチ）の長方形の条材に押出加工した。この押出物を固相線を僅 かに下回る温度で１時間溶体化処理し、次いで水中急冷した。０〜９.５％の様 々な量の引伸しを合金に施し、種々の人工時効温度及び時間を用いた。 本発明において「塑性加工された(worked)」という用語は、合金に最高約１２ ％の引伸しに相当するものを導入することであると定義される。引伸し以外にも 、圧延加工(rolling)、ロールフォーミング(roll forming)、バンプフォーミン グ(bump forming)、スピニング加工(spinning)、ショットピーニング(shotpeeni ng)など、その他の塑性加工手段を用いることもできる。引伸し（又はそれに相 当するもの）の好ましい量は約３〜約９％であり、一般に約４.５〜約７％がさ らに好ましいが、合金組成、部品の形状寸法及びその他の加工パラメーターに依 存する。合金の塑性加工は通常は室温で行われる（冷間加工）が、極低温及び中 温も適することがある。 人工時効温度としては様々な温度を用いることができ、多くの合金では約１２ ０℃未満から約１８０℃を超える温度で十分である。望ましい極低温破壊靭性傾 向を促進するためには、約１２５℃から約１４５℃又は１５０℃の人工時効温度 が好ましい。時効時間は時効温度に依存し、時間の長さが実際的でなくなるまで 延長してもよい。約０.２５〜約５００時間の時効時間が通常用いられるが、約 ２〜約４８時間が好ましく、約４〜約２４時間が最も好ましい。ただし、合金組 成及びその他の加工パラメーターに依存する。 本発明の合金は通常はインゴット形又はビレット形に鋳造される。本願明細書 中で用いられる「インゴット」という用語は合金材料の固体塊であると概括的に 定義される。本願明細書中で用いられる「ビレット」という用語には、熱間加工 された半仕上製品で、圧延、押出、鍛造などの方法による後段での塑性加工に適 したものが含まれる。本発明の合金のインゴット又はビレットの製造は鋳造技術 によるのが好ましいが、合金はまた微粉末又は微粒から圧密化されたインゴット 又はビレット形で準備し得る。粉末又は微粒材料は、アトマイゼーション(atomi zation)、機械的合金化(mechanical alloying)、メルトスピニング(meltspinnin g)、スプラット冷却(splat cooling)、プラズマデポジション（plasma depositi on)などの方法で製造することができる。 本発明の合金は、押出品、薄板、厚板、鍛造品など、各種の公知の鍛造形で提 供し得る。本願明細書中で用いられる「鍛造」合金という用語は、押出、圧延、 鍛造、スピン成形(spin forming)などの方法による機械加工を施された製品であ ると定義される。「薄板」という用語は本発明では、剪断又はすり割り又は鋸引 きされた縁をもつ厚さ約０.００６〜約０.２４９インチの概略長方形の断面をも つ圧延製品であると定義される。「厚板」という用語は、厚さが約０.２５０イ ンチ以上である点を除けば薄板と同様に定義される。 以下の実施例で本発明の様々な態様を例示するが、これらは本発明の範囲を限 定するものではない。特記しない限り、降伏強さの値はすべて長手方向における ものであり、靭性の値はすべてＬ-Ｔ配向におけるものである。「Ｌ-Ｔ」という 用語は、荷重の方向が塑性加工方向と平行であって、亀裂伝播の方向が塑性加工 方向と直交するその製品の最長軸にそっていることを意味する。ほとんどの破壊 靭性は予亀裂コンパクト試験片(precracked compact tension specimen)で測定 された平面歪破壊靭性である。幾つかの破壊された試験片はＡＳＴＭ Ｂ３３９ の塑性検査に合格せず、その靭性はＫ_Ic（ＡＳＴＭ Ｂ３３９）ではなくてＫ_Qと 評価される。しかし、その破壊が平坦破壊であったことから、Ｋ_Q値はＫ_Ic値に 近いことが示唆される。 打上げシステムに用いられる大抵の極低温タンクは、運用荷重状態が平面歪み の下にあるように十分に薄いゲージ（厚さ）のアルミニウム合金を使用している 。平面歪破壊靭性は厚さに依存し、合金及び加工効果によって引き起こされる靭 性の微妙な違いが識別できるように十分低いバラツキでかかる靭性値を得るのは 困難である。こうした困難を回避すべく、靭性及び極低温靭性傾向を評価するた めもっと厚いゲージを用いて平面歪破壊靭性（Ｋ_Ic）を測定した。その理由は、 Ｋ_Icは基本的材料パラメーターであって試験片の寸法の違いによる影響をほとん ど受けないからである。さらに、Ｋ_Ic値は、一般に、靭性のその他の測定のとき よりもバラツキが少ない。例１ 合金Ａ（６.１８wt％ Ｃｕ）の押出品を５０４℃で１時間溶体化処理し、２０ ℃で水中急冷（ＷＱ，water quench）し、２０℃で１時間恒温処理(incubation) し、長手方向に３％引伸し、１６０℃で６時間人工時効した。２０℃で５％の伸 びとともに、９４.３ksiの長手方向降伏強さ（ＹＳ）及び９８.５ksiの極限引張 強さ（ＵＴＳ）、すなわち、アンダー時効(underaged)Ｔ８特性が、得られた。 疲労予亀裂コンパクト試験片についてＬ-Ｔ配向で測定した２０℃平面歪破壊靭 性（Ｋ_Ic）は１８.６ksi√inであった。−１９６℃においてＹＳ及びＵＴＳはそ れぞれ１１６ksi及び１２３ksiに増大した。ある所定のアルミニウムの強度は、 その合金が早期脆性破壊(premature brittle fracture)を経験していなければ、 試験温度の低下に伴って増大すると予測される。早期脆性破壊は低い靭性及び延 性が顕在化したものである。−１９６℃での延性は２.２％の伸びまで低下し、 靭性は１７ksi√inに低下した。これは、望ましくない極低温破壊靭性傾向を例 示する。例２ 合金Ａを例１よりも高レベルの強度に時効した。すなわち、１６０℃で２４時 間時効して、２０℃で９８.７ksiのＹＳ、１０１.５ksiのＵＴＳ及び５.４％の 伸びとした。この高強度における２０℃での破壊靭性は１３.４ksi√inと極めて 低い。この靭性は余りに低くて、この強度レベルにおいて靭性を重要因子とする 用途にはこの合金は競合しないと考えられる。そのため−１９６℃における靭性 は測定しなかったが、極低温靭性傾向は望ましくないと予測される。例３ 合金Ｂを上記の例における合金Ａと同様に加工処理した。合金Ｂは、Ｃｕ含量 が４.５２重量％と格段に低い点を除けば、合金Ａと類似の組成を有する。僅か にアンダー時効の熱処理（１６０℃で１６時間）後の合金Ｂの２０℃アンダー時 効Ｔ８特性は、ＹＳが９９.７ksiでＵＴＳが１０２ksiと強度が高く、引張伸び も６.４％と高かった。合金Ｂの２０℃破壊靭性も、この高強度レベルにおいて Ｋ_Icが２２.３ksi√inと高かった。この合金は例１の合金Ａよりも５ksi強く時 効 したが、合金Ａの２０℃における靭性が１８.６ksi√inに過ぎなかったことから すると、この結果は重大な意義をもつ。これらの室温延性及び靭性における改善 はＣｕ含量の低下に起因していると考えられる。−１９６℃において、ＹＳは１ ２２ksiに増大し、ＵＴＳは１３０ksiに増大し、延性は７.４％の伸びまで増大 した。一方、−１９６℃において、靭性が２１.４ksi√inとごく僅か低下したが 、極めて高い強度レベルにおいては事実上平ら（フラット）な傾向であるといえ る。このように、Ｃｕ含量を６.１８から４.５２％に減少させると、３％引伸し て約１００ksiの２℃ＹＳまで時効した材料では望ましい極低温破壊靭性傾向を 生じる状態に非常に近づく。例４ 合金Ｂを、例３と同様に１６０℃で１６時間時効したが、３％ではなくて５％ 引伸した。５％の引伸しにより、時効キネティクスが増進して、１６０℃で１６ 時間の人工時効でピーク強度（１０３ksiのＹＳ、１０５ksiのＵＴＳ、６％の伸 び）を与えるようになった。２０℃の破壊靭性はこの超高強度レベルで２０.２k si√inである。しかし、靭性は−１９６℃において２５.０ksi√inへと格段に増 大した。このように、Ｃｕを４.５２％に下げて引伸しレベルを５％に高めるこ とによって、極しく高い強度レベルで望ましい傾向が達成される。例５ 合金Ｃは合金Ａ及びＢに類似しているが、４.１３％のＣｕ含量を有している 。同様に加工処理（５１１℃で１時間ＳＨＴ、ＷＱ、３％引伸し及び１６０℃で １２時間時効）したとき、この合金はＴ８テンパーにおいて９４ksiのＹＳ及び ９８ksiのＵＴＳと強度が若干弱いものの、Ｃｕ含量４.５２％の合金Ｂよりも優 れた２０℃破壊靭性を有している（すなわち、２２.３ksi√inに対して２４.５k si√in）。−１９６℃において、ＹＳは１１５ksiに増大するが、破壊靭性は１ ９.３ksi√inに低下した（図１参照）。このように、Ｃｕ含量を４.１３％に低 下させると、３％の引伸しレベルで２０℃の靭性は増大するものの、９４ksiの ＹＳレベルでは望ましい極低温破壊靭性傾向は達成されない。例６ 合金Ｃをアンダー時効して８９ksiの２０℃ＹＳとしたが、この点で望ましい 傾向（２０℃で３３.９ksi√in及び−１９６℃で３４.３ksi√inの破壊靭性）が みられるようになった。合金Ｃを２０℃で８６ksiのＹＳにアンダー時効すると 、靭性が増大して望ましい傾向がはっきりと現れる。すなわち、２０℃靭性が３ ８.７ksi√inであるのに対して、−１９６℃靭性は４０.４ksi√inである（図１ 参照）。これは、高強度レベル及び高靭性レベルにおける望ましい極低温破壊靭 性傾向の卓越した一例である。 以上の例では、望ましい極低温破壊靭性傾向に関して低濃度Ｃｕの与える効果 を示した。しかし、望ましい傾向は、以下の例に示す通り、高濃度Ｃｕでも引伸 しを大きくすると達成できる。例７ 合金Ｄは、Ｌｉ含量が若干低い点を除けば、合金Ｂと類似の組成を有する。こ の押出品の一部を３％引伸し、一部を６％引伸した。３％の引伸しレベルでは望 ましい傾向は８８ksiの２０℃ＹＳでほぼ達成されたといえる程度であったが、 ６％の引伸しでは９３ksiの２０℃ＹＳレベルで容易に望ましい傾向に達する（ 表３参照）。さらに、９８.５ksiのＹＳにおいても望ましい傾向がほぼ達成され る。望ましい傾向は、高い引伸しレベルのみならず、以降で例示する通り相対的 に低いＬＩ含量によって、さらに容易に達成される。 Ｃｕ含量を下げて望ましい傾向を達成できるようになるときの容易さは、Ａｌ -Ｃｕ-Ｌｉ-Ｍｇ系でも観察される。これは次の例８及び例９にみられる。例８ 合金Ｅは、合金ＥがＡｇを含んでいない点を除いては、合金Ａに類似している 。合金Ｅの３％引伸しでの２０℃ピーク強度は１６０℃で１６時間時効すること によって達成できる（９５.２ksiのＹＳ、９８.３ksiのＵＴＳ及び６％伸び）。 合金Ｅのこのピーク強度は、合金ＥにＡｇが存在しないために、合金Ａのピーク 強度よりも僅かに低い。−１９６℃において、強度は１１４ksiのＹＳ及び１２ ３ksiのＵＴＳに増大するが、伸びは４.０％に減少する。２０℃における靭性は １６.９ksi√inであり、−１９６℃では１６.６ksi√inへと僅かに減少した。こ の靭性はアンダー時効によるほんの僅かな不利益をもって増大させることができ る。例えば、１６０℃で６時間時効すると、２０℃で９４.２ksiの ＹＳ、９８.６ksiのＵＴＳ、７.９％の伸び及び２５.４ksi√inのＫ_Qを生じる。 −１９６℃における特性は、１１１ksiのＹＳ、１２３ksiのＵＴＳ、７.５％の 伸び及び２３.０ksi√inのＫ_Qである。いずれの場合も、望ましい傾向が達成さ れるには至らない。例９ 合金Ｆは合金Ｅと組成が類似しているが、Ｃｕ及びＬｉ含量が格段に低い（表 ２参照）。こうした溶質量の低減によって２０℃におけるピークＹＳが９０ksi と合金Ｅに比べて低くなる。６％引伸し後の僅かにアンダー時効の条件下（１４ ３℃で３０時間）では、２０℃の特性は８８.１ksiのＹＳ、９０.８ksiのＵＴＳ 、１０.５％の伸び及び３９.４ksi√inの靭性であった。−１９６℃において、 ＹＳは１０４.８ksiに増大し、ＵＴＳは１１１.２ksiに増大し、伸びは１１.２ ％に増大した。重要な点は、靭性が４７.１ksi√inに増大したことであり、望ま しい傾向の卓越した一例である。合金Ｆの時効を８５ksiの２０℃ＹＳまで若干 少なくすると、３９.７ksi√inの２０℃Ｋ_Icが得られるが、−１９６℃靭性は５ １.０ksi√inに達する。このように、望ましい傾向が達成されるとともに、例１ 〜例７のＡｌ-Ｃｕ-Ｌｉ-Ａｇ-Ｍｇ合金に関する教示内容はＡｌ-Ｃｕ-Ｌｉ-Ｍ ｇ合金にも当てはまる。例１０ 合金Ｇは合金Ａ（高Ｃｕ含量）と組成が類似しているが、１.０％という低い Ｌｉ含量を有する（表２参照）。合金Ａと同様に加工処理（押出のために３７０ ℃で予熱、５０４℃でのＳＨＴ、ＷＱ、３％引伸し、１６０℃で１６時間時効） したとき、合金Ａと同様の引張特性が得られたが、靭性はもっと高かった。すな わち、２５℃において、１０３ksiのＹＳ、１０５ksiのＵＴＳ、３.８％の伸び 及び１８.７ksi√inのＫ_Icが得られた。この靭性は、超高強度レベルの合金Ａで 得られる１３.４ksi√inよりも高い（実施例２参照）。−１９６℃において、合 金Ａと同様の特性（１２３ksiのＹＳ、１２８ksiのＵＴＳ、３.６％の伸び）が 再度得られたが、２５℃における靭性は１９.２ksi√inで合金Ｇよりも僅かに高 かった。このように、高Ｃｕ含量であってもＬｉ含量を下げることによって、平 ら又は望ましい極低温破壊靭性傾向を得ることができる。合金Ｇの１６０℃での 時効を１６時間の代わりに６時間にすることによって、アンダー効の有益な効果 も観察できる。２５℃における強度はＹＳが８７.６ksiでＵＴＳが９２.８ksiと 依然として高かったが、伸びが８％に増大するとともに靭性が３０.０ksi√inに 増大する。−１９６℃においては、強度が高くなり（１１３ksiのＹＳ、１２１k siのＵＴＳ及び６.５％の伸び）、靭性が３２.６ksi√inに増大し、望ましい傾 向であることは明らかである。このように、アンダー時効は強度と交換に靭性を 手にいれるが、意外にも、望ましい極低温靭性傾向が一段と容易に達成される。 重要なことは、望ましい傾向が比較的高いＣｕ濃度で達成されることである。例１１ この例では、望ましい極低温靭性傾向に対するＬｉ含量の効果について検証す る。特に、Ｌｉ含量を下げると望ましい傾向を達成する際の容易さが増す。これ は図２にみることができる。この図では、数種類の合金の組成はＬｉ含量以外は 非常に類似している。これらの合金は呼称Ａｌ-４.０Ｃｕ-ＸＬｉ-０.４Ａｇ-０ .４Ｍｇ-０.１４Ｚｒを含んでいる（表２における合金Ｈ〜Ｍ）。各合金は３７ ０℃で予熱し、直径１６.２cm（６.３７５インチ）のコンテナ内で０.２５cm/s （０.１in/s）のラム速度で５.１×１.９cm（２×３/４インチ）の条材に押出加 工した。各条材をそれぞれに特有の固相線温度よりも４〜７℃低い温度で固溶化 し、２５℃で水中急冷し、６％引伸した。各押出品について１４３℃での時効に ついて研究した後、目標とする９０ksiの室温ＹＳに達するまで１４３℃で各押 出品を時効した。得られた実際のＹＳ値は低いもので８８.５ksi、高いもので９ ２.８ksiと似通っていた。図２に示す通り、２５℃及び−１９６℃における靭性 はいずれもＬｉ含量の増加に伴って単調に低下する。１.２％を上回るＬｉ含量 では、いずれの場合も靭性傾向はほぼ平らである。しかし、約１.２未満のＬｉ 濃度では、−１９６℃での靭性は２５℃の靭性を一貫して上回っており、換言す れば、望ましい傾向が明らかに達成されている。例１２ この例では、望ましい極低温靭性傾向に対するＭｇ含量の効果について検証す る。呼称組成Ａｌ-４Ｃｕ-０.８Ｌｉ-０.４Ａｇ-ＸＭｇ-０.１４Ｚｒ（表２にお ける合金Ｎ〜Ｑ）の鋳造物を同様の条件下で製造した。合金は３７０℃で予熱し 、直径１６.２cm（６.３７５インチ）のコンテナ内で０.２５cm/s（０.１in/s） のラム速度で５.１×１.９cm（２×３/４インチ）の条材に押出加工した。これ らの熱処理材を個々の固相線温度よりも３〜６℃低い温度で固溶化（すなわち５ １１〜５１５℃で固溶化）し、２５℃で水中急冷し、６％引伸した。これらを、 様々なＹＳレベルまで１４３℃で時効した。図３に示す呼称９０ksiのＹＳレベ ルにおける特性は２０℃における破壊靭性がＭｇ含量に伴って増大することを示 している。−１９６℃における靭性も一般にＭｇ含量に伴って増大する。次に、 ２５℃及び−１９６℃における様々な強度レベルにおける破壊靭性について合金 を試験した。２５℃では、強度-靭性の組合わせはＭｇ含量の増加に伴って改善 される。−１９６℃では、強度-靭性の組合わせはＭｇ含量を０.２％から０.４ 重量％に上げることによって改善される。０.６重量％のＭｇ含量では、データ の変動は大きくなるが、一段と高い靭性及び望ましい傾向を示す。望ましい傾向 は０.２〜０.６％の各Ｍｇ濃度で達成されるが、Ｍｇ含量０.４％及び０.６％の 合金は一段と高い強度（すなわち、Ｍｇ含量０.２％の合金のＹＳが９１ksiであ るのに対して９７〜９８.１ksiのＹＳ）に時効することができる。明らかな通り 、−１９６℃における靭性値はこれらすべての合金で極めて高かった。さらに、 アンダー時効は、これらＭｇ含量の異なる合金で望ましい極低温破壊靭性傾向を 達成する能力を促進する。例１３ この例では、望ましい極低温靭性傾向に対する冷間引伸しの効果について検証 する。Ａｌ-４.９Ｃｕ-１.１５Ｌｉ-０.４Ａｇ-０.４Ｍｇ-０.１４Ｚｒの組成を もつ合金Ｒを鋳造し、３７０℃（７００°Ｆ）の予熱温度において直径１６.２c m（６.３７５インチ）のコンテナ内で０.２５cm/s（０.１in/s）の呼称ラム速度 で５.１×１.９cm（２×０.７５インチ）の長方形の条材に押出加工した。この 押出品を５０４℃で３/４時間溶体化処理し、２５℃で水中急冷し、条材の一部 を取り除いた（０％引伸しの状態で）。条材の残りを１.５％に引伸し、その一 部分を切り取り、再び引伸して材料を切り取り、この操作を繰返して、引伸しレ ベル０％、１.５％、４％、７％及び９.５％の個々の断片を得た。各引伸しレベ ルで人工時効レスポンスを測定して、個々の押出部分を２０℃ＹＳが８８ksiと なるまで熱処理した。疲労予亀裂ＣＴ(compact tension)試験片についての平面 歪破壊靭性を各引伸しレベルにおいて２０℃及び−１９６℃で測定した。２０℃ における靭性は引伸しの増大に伴って増大することが判明した（図４参照）。こ の強度レベルにおいては０％、１.５％及び４％の引伸しで望ましくない傾向が 得られた（図４及び図５参照）。しかし、７％及び９.５％の高い引伸しレベル では、望ましい極低温破壊靭性傾向が得られた。各試験片について破面解析及び 透過型顕微鏡検査を行った。如何なる特定の理論にも束縛されるつもりはないが 、引伸しは結晶粒内の強化析出物を微細化する一方で結晶粒界及び亜結晶粒界上 の粗大析出物の析出を減少させると考えられる。このような粗大析出物は室温靭 性を低下させることが知られている。しかし、引伸しレベルを高めると、室温靭 性との比較において極低温靭性が増大するという驚くべき結果は知られていない 。ＹＳ＝８８ksiの強度レベルの合金Ｒでは、極低温靭性傾向は４％付近の引伸 しで望ましくない傾向から望ましい傾向に転じる（図５参照）。この転換点は、 低ＹＳレベルへのアンダー時効、Ｃｕ及び／又はＬｉ含量の低減、或いは（効果 の大きさは低減するものの）時効温度の低下によって、低い引伸しレベルに移動 させることができる。例１４ Ａｌ-Ｃｕ-Ｌｉ-Ａｇ-Ｍｇ-Ｚｒ合金及びＡｌ-Ｃｕ-Ｌｉ-Ｍｇ-Ｚｒ合金につ いて例１〜例１３で示した望ましい極低温靭性傾向を得ることに関する教示内容 は、Ｚｎを含む類似合金にも当てはまる。合金Ｓは、Ｃｕ及びＬｉ含量が比較的 低く６％引伸しされている点で高靭性Ａｌ-Ｃｕ-Ｌｉ-Ａｇ-Ｍｇ-Ｚｒ合金Ｊと 類似しているが、１/４％のＺｎを含んでいる。亜鉛は、時効レスポンスの増大 などの有益な効果を合金にもたらすことが判明した。合金を１４３℃で２０時間 人工時効すると、２５℃において９１.２ksiのＹＳ、９４.２ksiのＵＴＳ及び１ ２.４％の伸びが得られる。Ｚｎを含まない合金の場合と全く同様に、強度は極 低温で増大した（−１９６℃において、ＹＳ＝１１２.１ksi、ＵＴＳ＝１１８. ９ksi及び伸び＝５.２％）。重要な点は、３８.９ksi√inという高い２５℃靭性 が−１９６℃において４３.６ksi√inに増大することであり、望まし い傾向の卓越した一例である。Ｃｕ及び／又はＬｉ含有量を下げることによって 靭性をさらに増大させることができた。例１５ 合金Ｔは、Ｚｎ含量が０.４０％とほぼ倍である点を除けば、合金Ｓと組成が 類似している。この合金を１４３℃で２８時間時効したが、この時効は上記例の 合金Ｓよりも時効曲線上で若干先へと進行している。この合金はその他の点では 同一の加工処理が施されている。２５℃で若干高い９４.０ksiのＹＳ、９５.８k siのＵＴＳ及び９.９％の伸びが得られた。−１９６℃において、ＹＳは１１４k siに増大し、ＵＴＳは１１９.８ksiに増大し、伸びは９.４％である。重要な点 は、２５℃における３５.９ksi√inという高い靭性が−１９６℃において３６. １ksi√inと実質上変化しなかったことであり、望ましい傾向の閾値に既に到達 していることを示している。このＺｎ含有Ａｌ-Ｃｕ-Ｌｉ-Ａｇ-Ｍｇ合金は上記 の例の合金Ｓよりも若干長時間時効されており、そのため、非常に望ましい傾向 から平らな傾向に移行しているという事実は、Ａｌ-Ｃｕ-Ｌｉ-Ａｇ-Ｍｇ合金及 びＡｌ-Ｃｕ-Ｌｉ-Ｍｇ合金において観察された挙動と同じである。とはいって も、各Ｚｎ含有合金について非常に高い強度レベルで望ましい又は平らな傾向が 得られている。例１６ この例では、望ましい極低温靭性傾向に対する時効温度の効果について検証す る。Ａｌ-４.１９Ｃｕ-１.２１Ｌｉ-０.３７Ａｇ-０.３８Ｍｇ-０.１４Ｚｒ-０. ０４Ｔｉの組成をもつ合金Ｋを、例１１に記載の通り、鋳造し、押出加工し、溶 体化処理し、急冷し、６％引伸した。次に、約９０ksiの室温ＹＳが得られるよ うに、試料を１２７℃から１６０℃までの様々な温度で人工時効した。１つの試 料は１２７℃で１００時間時効して、室温で８８.４ksiのＹＳ、９４.７ksiのＵ ＴＳ、８.８％の伸び及び３６.６ksi√inのＫ_Qを得た。１２７℃で時効したこの 試料は、−１９６℃において、１０３.４ksiのＹＳ、１１３.４ksiのＵＴＳ、１ ０.９％の伸び及び３６.４ksi√inのＫ_Qを示した。別の試料は１４３℃で２２時 間時効して、２５℃で９０.７ksiのＹＳ、９４.９ksiのＵＴＳ、１０.１％の伸 び及び３１.９ksi√inのＫ_Qを得た。この試料は、−１９６℃にお いて、１０８.７ksiのＹＳ、１１６.０ksiのＵＴＳ、９.４％の伸び及び３１.０ ksi√inのＫ_Qを示した。３番目の試料は１６０℃で４.５時間時効して、２５℃ で９１.０ksiのＹＳ、９４.４ksiのＵＴＳ、７.７％の伸び及び２８.４ksi√in のＫ_Qを得た。この試料は、−１９６℃において、１０８.６ksiのＹＳ、１１５. ５ksiのＵＴＳ、８.７％の伸び及び２８.８ksi√inのＫ_Qを示した。図６に示す 通り、上記の時効温度の各々に関して、極低温破壊靭性傾向はこの強度レベルで は各時効温度で基本的に平らである。しかし、室温及び極低温における破壊靭性 値は共に合金の時効温度の低下に伴って格段に増大する。例１７ Ａｌ-４.０Ｃｕ-１.０Ｌｉ-０.４Ａｇ-０.４Ｍｇ-０.１４Ｚｒの組成（合金Ｊ と実質上同一）をもつ合金Ｕを鋳造し、９.５mm（０.３７５インチ）の厚板に圧 延し、５１０℃（９５０°Ｆ）で溶体化処理し、２０℃で水中急冷し、３％又は ６％引伸した。各引伸しレベルの厚板を、２０℃のＹＳが８５ksiとなるように 、１４３℃で時効した。スペースシャトルの外部タンクの予測フライトゲージ(f light gauge)を模擬するため、上記厚板を２.０mmに機械加工した。この厚さの 合金の破壊靭性を評価するため、表面亀裂引張試験（ＡＳＴＭ Ｅ７４０）を採 用した。この試験では、中央切欠を放電加工して、疲労荷重によって所定の半楕 円形の大きさまで疲労予亀裂を発生させた。この疵は亀裂深さと板圧との比が０ .６６となるように、すなわち、疵が厚さの約３分の２に達するように調節した 。この試験片を張力下で破断するまで試験して、その破壊応力をもって、このほ ぼ平面応力試験片における靭性の尺度とした。前記のＬ-Ｔ配向のデータを補完 すべく、試験はＴ-Ｌ配向で実施した。比較のため従来の合金２２１９-Ｔ８７の 試験片についても試験した。図７に示す通り、いずれの引伸しレベルでも、現在 のスペースシャトル外部タンクに用いられている合金２２１９-Ｔ８７よりも格 段に優れた靭性を示した。例えば、６％引伸したものは試験温度４Ｋにおいて２ ２１９よりも６９％優位にあり、この結果はそのゲージのタンク膜における構造 重量の節約に直接つながるといえる。どちらの引伸しレベルも２.０mmゲージに ついて望ましい傾向を示したこと、並びに前出の例で押出品について示した通り 靭性が延性レベルに伴って増大することが注目される。例１８ Ａｌ-３.６２Ｃｕ-０.９９Ｌｉ-０.３５Ａｇ-０.３６Ｍｇ-０.１５Ｚｒ-０.０ ４Ｔｉからなる合金Ｖは本発明の最も好適な組成範囲に属する。６％の引伸し及 び１４３℃で２６時間の時効で、この合金は９０.０ksiのＹＳ、９１.５ksiのＵ ＴＳ、８.７％の伸び及び３８.７ksi√inのＫ_Icの室温特性を示した。−１９６ ℃において、この合金は１１４.８ksiのＹＳ、１２０.０ksiのＵＴＳ、９.６％ の伸び及び４０.７ksi√inのＫ_Icの特性を示し（表３参照）、換言すれば、望ま しい極低温破壊靭性傾向が得られた。例１９ Ａｌ-３.６１Ｃｕ-０.９１Ｌｉ-０.３３Ｍｇ-０.３９Ｚｎ-０.１５Ｚｒ-０.０ ４Ｔｉからなる合金Ｗを６％引伸し、１４３℃で表３に示す通り時間を変えて人 工時効した。この合金は約９０ksiのピーク強度を示したが、このピーク強度は １４３℃で２６時間時効したときに得られた。この時効温度では、それ以上長時 間時効しても強度はあまり変化しない。例えば、時効時間を約７０％延長して４ ４時間としても、２５℃のＹＳが約８９ksiに低下することから（表３参照）、 合金は極く僅かしか過時効(overaging)されない。しかし、このような長時間の 時効は、極低温破壊靭性傾向に対して悪影響をもつ。表３から分かる通り、望ま しい極低温破壊靭性傾向は相対的に短い時効時間で得られ、長期の時効時間では 得られない。例２０ 合金Ｘ及びＹはＡｇを含まず、Ｚｎを含んでいる（表２参照）。表３に示す通 り、これらの合金の室温強度は、特にこれらの合金における合金元素含量が低い ことを考慮すれば、非常に高い。さらに、室温平面歪破壊靭性は５０ksi√inを かなり上回る。これらの合金の靭性は余りに高すぎて、２×３/４インチの押出 棒試料では確実なＬ-Ｔ Ｋ_Ic靭性値を得られない。合金Ｘ及びＹはいずれも望ま しい極低温破壊靭性傾向を得ることができる。例２１ 合金Ｚは２.１６％のＣｕを含む（表２参照）。この低銅合金は表３に示す通 り非常に低い強度を示した。この合金でも望ましい傾向が得られるが、強度は前 出の例の合金ほど望ましいとはいえない。例２２ 合金ＡＡは本発明の最も好適な組成範囲に属する（表２参照）。表３に示す通 り、特にこの合金における合金元素含量が低いことを考慮すれば、高強度が室温 で得られた。室温平面歪破壊靭性は５０ksi√inを上回る。ただし、靭性が余り に高すぎて、２×３/４インチの押出棒試料では確実なＬ-Ｔ Ｋ_Ic靭性値を得ら れない。合金ＡＡは望ましい極低温破壊靭性傾向を容易に得ることができる。例２３ 合金ＢＢ及びＣＣはそれぞれ０.２９％のＬｉ及び０.５６％のＬｉを含む。そ の点を除けば、これらの合金は組成が非常に類似している（表２参照）。表３に 示す通り、Ｌｉ含量の相対的に低い合金ＢＢは合金ＣＣに比してかなり低い室温 強度をもつ。どちらの合金でも望ましい極低温破壊靭性傾向が得られるが、Ｌｉ 含量の低い合金ＢＢは合金ＣＣ及び前出の例の合金よりも合金が格段に低い強度 をもつようにする。 前出の例から、本発明にしたがって合金の組成、引伸し及び人工時効を調節す ることによって、望ましい極低温破壊靭性傾向が得られることが分かる。これら のパラメーターの効果を表３に示す。例２４ 合金ＤＤは、Ｚｎを含まずＣｕ含量が３.４１％と低くＬｉ含量が１.１２％と 高い点を除けば、合金Ｓと組成が類似している。この合金はこの研究における他 の合金と同様に加工処理したが、押出品の一部分を３％引伸し、残りの部分を６ ％引伸した。３％引伸し材料は１４３℃で２４時間時効して、２５℃で８８.５k siのＹＳ及び２９.８ksi√inのＫ_Qを得た。（表３参照。）−１９６℃において 、ＹＳは１０８.４ksiに増大し、Ｋ_Qは４１.６ksiに増大した。６％引伸し材料 は１４３℃で１６時間時効して、２５℃で実質上同じ８８.４ksiのＹＳ及び２８ .７ksi√inのＫ_Q値を得た。−１９６℃において、ＹＳは１０７.２ksiに増大し 、靭性は３％及び６％引伸し材料双方で４２.１ksi√inに増大した。このように 、いずれの場合も望ましい極低温破壊靭性傾向が達成された。この例は、適切に 選択された組成で、異なる引伸しレベルにおいて同様の結果が達成できるこ とを示している。さらに、本発明の合金では、熱処理を注意深く制御すると異な る引伸しレベルにおいて望ましい傾向が達成できる。この教示内容による組成の 合金で、高強度レベル（例えば、９５.５ksiの２５℃ＹＳ、表３参照）で望まし い傾向が達成できることも注目される。例２５ 合金ＥＥは合金Ｄと組成が類似していて、Ａｌ-４.４７Ｃｕ-０.９５Ｌｉ-０. ４３Ａｇ-０.４３Ｍｇ-０.１４Ｚｒ-０.０２Ｔｉという組成を有する。この合金 は前出の例の合金と同様に加工処理したが、重要なことは、これを２×０.７５ インチの長方形の条材に押出加工したした点である。この押出品のアスペクト比 は２.６７（すなわち、２÷０.７５）とかなり低く、そのため長横断特性は短横 断特性に極めて近いと予想される。 上記条材の断片を３％引伸し、１６０℃で６時間時効して、２５℃において８ ６.５ksiの長手方向ＹＳ及び４０.７ksi√inのＬ-ＴＫ_Icとした。これらの性質 は−１９６℃においてＹＳが１０６.２ksi及びＫ_Icが４９.３ksi√inにそれぞれ 増大した。長横断配向では、２５℃でのＹＳは７０.５ksiでＴ-Ｌ（すなわち、 長横断靭性）Ｋ_Icは３０.８ksi√inであった。−１９６℃において、長横断Ｋ_Ic は３６.４ksi√inに増大した。このように、望ましい極低温破壊靭性傾向は長手 方向及び横断方向のいずれでも達成される。例２６ 組成ＦＦ（Ａｌ-４.９９Ｃｕ-１.２３Ｌｉ-０.３８Ａｇ-０.４６Ｍｇ-０.１７ Ｚｒ-０.０４Ｔｉ）の合金を、組成ＧＧ（Ａｌ-５.２０Ｃｕ-１.００Ｌｉ-０.４ ０Ａｇ-０.１６Ｚｒ）の溶加ワイヤを用いて、ガスタングステンアーク溶接法で 溶接した。亀裂の伝播が融合部に平行かつ貫通するか或いは熱影響部（ＨＡＺ） に平行かつ貫通するように配向させたコンパクト試験片で平面歪破壊靭性を測定 した。これらの試験片はＴ-Ｌ配向に配置した。さらに、長横断引張試験を融合 部及びＨＡＺ双方を含んだ試験片で実施した。試験は２５℃及び−１９６℃で行 った。 溶接強度は、２５℃における３２.７ksiのＹＳ、５１.４ksiのＵＴＳ（伸び６ .９％）から、−１９６℃における４２.０ksiのＹＳ、６３.６ksiのＵＴＳ （伸び６.１％）に増大した。また、融合部靭性は２５℃における１９.０ksi√i nから−１９６℃における２２.９ksi√inに増大した。さらに、ＨＡＺ靭性は２ ５℃における１８.８ksi√inから−１９６℃における２３.６ksi√inに増大した 。このように、望ましい極低温靭性傾向が溶接物で達成される。 組成 本発明によれば、望ましい極低温破壊靭性傾向はＣｕ及びＬｉ濃度の調節によ って達成することができる。高強度レベルで望ましい傾向を最も容易に得るには 、約３.０〜約４.５％の銅濃度及び約０.７〜約１.１％のリチウム濃度が最も好 ましい。ただし、望ましい傾向は約２.０〜約６.５％の銅濃度及び約０.２〜約 ２.７％のリチウム濃度で達成することができる。望ましい極低温破壊靭性傾向 を生じさせると同時に高レベルの強度を生じさせるためには、２.８〜４.８％の Ｃｕ濃度及び約０.４〜１.５％のＬｉ濃度が一段と好ましい。これらの組成範囲 内において、総合的な極低温破壊靭性及び強度特性が最大となり、かかる合金は 極低温用途に極めて優れたものとなる。極低温用途に特に好ましい合金の一つは ４.０％のＣｕ及び１.０％のＬｉを含んでなるが、もう一つの非常に好ましい合 金は４.５％のＣｕ及び０.８％のＬｉを含んでなる。Ｃｕ及びＬｉの使用量は相 互に依存する。例えば、銅濃度が広域範囲の上限に近いとき、例えば６.５％の とき、高強度レベルで望ましい極低温破壊靭性傾向を達成するためには、リチウ ム濃度は約１.０％に近くすべきである。銅濃度が広域範囲の下限に近いとき、 例えば２.０％のとき、もっと多量のリチウムが存在していてもよいが、達成可 能な最高強度は合金Ｚ（表３参照）にみられる通り一般に低くなる。逆に、リチ ウム濃度が広域範囲の下限に近いとき、例えば０.２％のとき、銅濃度は比較的 高くすることができて望ましい傾向が得られるが、合金ＢＢ（表３参照）にみら れる通り、そのときの強度はリチウム濃度が約１％程度の高い水準にあるときよ りも低いであろう。リチウム濃度がその広域範囲の上限に近いとき、例えば２. ７％のとき、望ましい傾向を得るには２％程度の相対的に低いＣｕ濃度が好まし い。 銅及びリチウム濃度は本発明の合金で得られる強度レベルに多大な影響を与え る。約４％を超える銅濃度が最高の強度を生じ、約３％未満では強度が著しく低 下する（表３の合金Ｚ参照）。また、最高の強度は約１.０５〜約１.３５のレベ ルのＬｉで得られ、約１.２％のリチウムでピークとなる。約０.５％を下回るＬ ｉ及び約１.５％を上回るＬｉでは強度が著しく低下する（表３における合金Ｂ Ｂを合金ＣＣと対比されたい）。このように、約４％程度の銅及び約１％程度 のリチウムで望ましい極低温破壊靭性傾向が最も容易に達成されるとともに強度 レベルも非常に高く、これらの量を大きく下回る銅及びリチウム濃度では望まし い傾向が依然として得られることがあるものの、強度は低くなる。約２.８〜約 ４.８％のＣｕ及び約０.４〜約１.５％のＬｉを含んでなる本発明の合金は極低 温破壊靭性及び強度特性の優れた組合わせを有していることが判明し、したがっ て、極低温で使用したときに驚くほど向上した性能を与える。こうした高い靭性 は２０９０の合金にみられるような層間剥離を起こさずに得られる。２０９０は 「層間剥離強靭化(delamination toughening)」として知られる効果のために誇 張された靭性を有する。したがって、実際には、２０９０のような合金は実際の タンクゲージにおいては２２１９よりも低い破壊強度を示す。 銅及びリチウムの使用量は、望ましい傾向を達成するために用いる必要のある 加工処理法にも影響を与える。例えば、約４.０％の銅及び１.０％のリチウムと いう最も好ましいレベルにおいて、高強度レベルで望ましい傾向を達成するため に引伸し（ストレッチ）はほとんど或いは全く必要とされない。しかし、銅及び リチウム範囲の限界に近付くと、技術的に有用な強度レベルで望ましい極低温破 壊靭性傾向を生じさせるために、至適量の引伸し及び注意深く制御された人工時 効処理が必要となることがある。 合金中に存在するマグネシウムの使用量は極低温破壊靭性傾向に対してはほん の小さな影響しかもたない。しかし、合金の強度はＭｇ含量に大きく依存し、ピ ーク強度は約０.３〜約０.６％のレベルのＭｇで得られる。さらに、Ｍｇ含量を 約０.６乃至約１.０％に上げると、好ましいＣｕ及びＬｉ濃度における靭性の絶 対値が増大する。 本発明の合金中の銀の存在の有無は極低温破壊靭性傾向には大して影響しない 。しかし、Ａｇは強度の改善を生じさせる。 合金に使用される亜鉛の量は極低温破壊靭性傾向に対してはさほどの影響をも つようにはみえないが、強度レベル及び時効キネティクス（合金が時効曲線上を 進む速度）は微量のＺｎの添加によって増大し得る（表３の合金Ｓ、Ｔ、Ｗ、Ｘ 及びＹ参照）。このように、Ｚｎ及び／又はＡｇの添加は望ましい靭性傾向を達 成する能力には悪影響を及ぼさないが、それらの存在は強度のような他の性質を 改善するのに有効であり得る。引伸し 本発明において用いられる引伸しの量は、極低温破壊靭性並びに望ましい傾向 を達成するための能力に対して多大な影響をもつ。一般に、引伸しの量が大きい と改善された極低温破壊靭性傾向が得られる。ある所定のＡｌ-Ｃｕ-Ｌｉ合金に ついて、ある引伸しレベルを上回ると望ましい傾向が達成され、そのレベルを下 回ると望ましい傾向が得られないという転換点がみられることがある。図５に示 した合金では、９０ksiの強度レベルにおいて４％〜５％引伸しの間で転換が起 こる。ただし、この転換点は、組成及び加工処理変数の変化によって変動する。 ４.０のＣｕ及び１.０のＬｉレベルに近い組成物では、引伸しの量は重要でなく なることもある。しかし、表１に示す広域Ｃｕ及びＬｉ範囲の上限近くでは、望 ましい極低温破壊靭性傾向を達成するためにはかなりの量の引伸しを与える必要 がある。用いる引伸しの量は、以下でより詳しく説明する通り、用いる人工時効 の程度にも依存する。人工時効 本発明によれば、人工時効は極低温破壊靭性傾向に対して多大な影響をもつ。 一般に、アンダー時効は、ピーク時効又は過時効に比べると、望ましい傾向を生 じる傾向にある。ピーク強度未満の点までの時効により、望ましい傾向は一段と 容易に得られる。例えば、本発明のある所定の合金では１００ksiのピーク降伏 強さを達成し得るが、９０ksiの降伏強さにアンダー時効したときのほうが望ま しい極低温破壊靭性傾向が生じ易い。この現象は十分には理解されていないが、 その説明として亜結晶粒間破壊からミクロ空洞破壊への移行が関与しているとも 考えられる。アンダー時効の程度は合金組成及び加工処理履歴に依存する。例え ば、好適な４％の銅濃度及び１％のリチウム濃度或いは４.５％の銅濃度及び０. ８％のリチウム濃度においては、技術的に広範な引伸しレベルで、アンダー時効 が必要とされないこともあり、望ましい傾向をピーク強度で得ることができる。 ただし、銅及びリチウムの範囲の上限に近いところでは、望ましい傾向を生じさ せるためにかなりのアンダー時効が必要とされることもある。典型的なアンダー 時効処理は、合金のピーク降伏強さを約５ksi以上下回る降伏強さまで合金 を人工時効することである。このようなアンダー時効は、望ましい極低温破壊靭 性傾向を格段に促進することが判明した。生産環境においてより大きな安全限界 をもって望ましい傾向を得るためには、ピーク降伏強さを約１０〜２０ksi下回 る降伏強さに時効するのが好ましいであろう。かなりのアンダー時効でも技術的 に有効な強度を依然として達成することができるので、本発明の合金がこうした 高いピーク強度を得ることができることは重要な意義をもつ。再結晶 厚板、薄板、鍛造品その他の形態の鍛造Ａｌ-Ｃｕ-Ｌｉ合金に関して、極低温 破壊靭性傾向は再結晶の量によって大きく影響される可能性がある。一般に、再 結晶していない厚板は望ましい極低温破壊靭性傾向を促進するのに対して、再結 晶した厚板は、溶体化処理、引伸し及び時効後に望ましい傾向を得ることのでき る容易さが低下する傾向にある。さらに、再結晶していないミクロ組織は所定温 度で破壊靭性を高めるために望ましい。したがって、例えば、再結晶が誘起され るような低温よりも再結晶の起きにくい高温で合金を圧延するのが望ましい。再 結晶の量の高い製品では、望ましい極低温靭性傾向を得るために、一般にアンダ ー時効の程度を大きくすること及び／又は引伸しの量を大きくすることが必要で ある。さらに、Ｃｕ及び／又はＬｉの量を低減すると、後段での溶体化処理、急 冷、引伸し及び人工時効後に望ましい傾向を依然として達成しつつ、再結晶の量 の増大に対して許容できるようになる。極低温容器の製作 本発明の合金は、極低温物質を収容するための容器の製作に必要とされる製品 形態に圧延、押出及び鍛造することができる。このような極低温タンクは、液体 水素や液体酸素や液体窒素のような極低温液化ガスの収容に使用する場合、一般 に、中空の円筒であるバレル、半球に近い形状のドーム及びバレルを前後のドー ムと連結するためのリングからなる。バレルは、本発明にしたがって厚板として 加工処理した後、長手方向にＴ形又はＬ形のスチフナー（補剛材）をもつように 機械加工した厚板から製作することができる。別法として、バレルは、押出加工 時に導入されたＴ形又はＬ形の長手方向スチフナーを有する一体補剛(integrall y-stiffened)押出物から製作することもできる。さらに、簡単なスチ フナーは厚板に圧延されたもの、例えばリニアスチフナー(linear stiffener)で あってもよい。リングは、曲面工具上で曲げ加工して円環状に溶接した押出物、 或いはロールリング鍛造（ビレットをドーナツ形に穿孔して、直径を大きくしな がら壁厚を減少させる加工をする作業）した押出物から作ることができる。ドー ムは、厚板又は薄板のゴアパネルを工具上で引張り成形してそれらを溶接し合わ せたものから作ることができる。別法として、ドームは、低温、中温又は高温の 加工温度で厚板からスピン成形することができる。 これら極低温タンクの構成部材の各々において、望ましい極低温靭性傾向を生 じさせるために必要とされる量の引伸しは、溶体化処理及び急冷の後の鍛造作業 中に導入することができる。例えば、厚板及び押出物は単に引張り直線加工(str etch straightening)することができる。別法では、ゴアパネルをマンドレル上 で引張り成形するとき、バレルパネルを工具上でバンプ成形するとき、リング押 出物を工具上で曲げて引伸ばして曲面を作り出すとき、或いはドームをスピン成 形するときに、冷間加工を導入することができる。人工時効の条件は、前述の通 り、望ましい傾向が達成されるように選択される。 タンク構成部材は、ガスタングステンアーク溶接法、デュアルトーチガスタン グステンアーク溶接法、溶融不活性ガス溶接法(melt inert gas welding)、可変 極性プラズマアーク溶接法(variable polarity plasma arc welding)、可変極性 ガスタングステンアーク溶接法(variable polarity gas tungsten arcwelding) 、電子ビーム溶接法その他の溶接法を含めた、実質上如何なる従来の溶接技術に よっても、溶接し合わせることができる。２３１９のような従来の合金溶加材も 、本発明の母合金溶加材と同様に、満足し得る。さらに、溶接強度を高めるため には、ＺｒやＴｉのような結晶微細化剤の含有量が高くてＣｕ含量の僅かに大き い母合金が好ましいことが多い。 極低温タンク又は容器の製作において、複数のバレル用パネルを溶接し合わせ て直円柱を形成し、それをリングに溶接する。２つのドームはそれぞれリングに 溶接されて、極低温タンクが形成される。付記すると、極低温タンクは典型的に は鍛造によって非対称の形状に製作される（すなわち、引伸しのできない）二次 ハードウエアを有している。このような部材は、引伸しが全然なくても高強度レ ベルを依然として維持しながら望ましい傾向が得られるように、一段と好ましい 量のＣｕ及びＬｉ（例えば、２.８〜４.８％のＣｕ及び０.７〜１.１％のＬｉ） を含むようにすべきである。ある種の鍛造品については、ショットピーニング(s hot peening)によって冷間加工を実際上導入することができる。 極低温タンクの構成部材は、選択した技術に依存して、様々なパラメーターに よって溶接することができる。好ましい経路は、従来のガスタングステンアーク 溶接法を用いて従来の２３１９溶加材で構成部材を溶接することである。溶接す べき表面は、好ましくは、約０.５mmの表面が削り取られるように、機械削除又 は１００g/l ＮａＯＨ水溶液中で化学的に削除される。１４l/minの７５％Ａｒ/ ２５％Ｈｅ不活性ガスカバーを使用できる。直径１mmの２３１９溶加材では、電 流１７０アンペア及び電圧１２.５ボルトにおいて２４cm/minの移動速度が高度 無欠溶接物を生じる。タンクの重量を減少させる必要があるときは、従来の化学 的削除法を用いて低運用荷重領域におけるバレルの厚さを減少させることができ る。かかる削除用の典型的な溶液は、１０３g/lのＮａＯＨ、２２g/lの硫化ナト リウム及び２.２g/lのグルコン酸ナトリウムを１ｌの溶液としたものである。 上述の通り製造した溶接物も温度の低下とともに増大した溶接靭性及び強度を 示す。こうして作製したタンクは耐力試験を室温において経済的に行うことがで きる。靭性及び強度は共に極低温において室温耐力試験温度と実質的に等しいか 又は増大するので、靭性不足又は強度超過荷重によって引き起こされる破壊のリ スクは最小限となって安全に使用することができる。 本発明の以上の説明には当業者による種々の変更、交換及び改変を加えること ができ、かかる変更、交換及び改変は添付の請求の範囲に記載された発明の思想 及び範囲に含まれるとみなされることを理解すべきである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．下記段階を含んでなる改良アルミニウム基体合金の製造方法。 a)２.０〜６.５重量％のＣｕ、０.２〜２.７重量％のＬｉ及び残余のアルミニ ウム及び付随不純物から基本的になる、溶体化処理及び急冷処理されたアルミニ ウム基体合金を準備する段階、及び b)室温での強度及び破壊靭性と実質的に等しい又はそれらを上回る極低温での 強度及び破壊靭性を合金に与えるのに十分な量で、上記合金の塑性加工及び人工 時効の少なくともいずれかを行う段階。 ２．請求項１記載の方法において、上記アルミニウム基体合金が、さらに、Ｚｒ 、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ及びＴｉＢ₂からなる群から選択され る少なくとも１種類の結晶微細化剤を０.０１〜１.０重量％含んでいることを特 徴とする方法。 ３．請求項１記載の方法において、上記アルミニウム基体合金が、さらに、４. ０重量％以下の量のＡｇ、４.０重量％以下の量のＭｇ及び３.０重量％以下の量 のＺｎを含んでいることを特徴とする方法。 ４．請求項２記載の方法において、上記アルミニウム基体合金が、さらに、４. ０重量％以下の量のＡｇ、４.０重量％以下の量のＭｇ及び３.０重量％以下の量 のＺｎを含んでいることを特徴とする方法。 ５．請求項１記載の方法において、上記合金の塑性加工が実質的に室温で実施さ れることを特徴とする方法。 ６．請求項１記載の方法において、上記合金の塑性加工が合金に３〜７％の引伸 しに相当するものを導入することによって達成されることを特徴とする方法。 ７．請求項１記載の方法において、上記人工時効を実施する時間及び温度が、上 記合金の達成可能なピーク降伏強さを５ksi以上下回る降伏強さの上記合金のア ンダー時効を与えることを特徴とする方法。 ８．請求項１記載の方法において、上記人工時効が１２５〜１５０℃の温度で実 施されることを特徴とする方法。 ９．請求項１記載の方法において、上記Ｃｕが合金の２.８〜４.８重量％を占 め、上記Ｌｉが合金の０.４〜１.５重量％を占め、さらに合金の０.２〜１.０重 量％の量のＭｇを含んでいることを特徴とする方法。 １０．請求項２記載の方法において、上記Ｃｕが合金の２.８〜４.８重量％を占 め、上記Ｌｉが合金の０.４〜１.５重量％を占め、さらに上記アルミニウム基体 合金が当該合金の０.２〜１.０重量％の量のＭｇを含んでいることを特徴とする 方法。 １１．請求項９記載の方法において、上記アルミニウム基体合金が、さらに、０ .８重量％以下の量のＡｇ及び１.０重量％以下の量のＺｎの少なくとも一方を含 んでいることを特徴とする方法。 １２．請求項１０記載の方法において、上記アルミニウム基体合金が、さらに、 ０.８重量％以下の量のＡｇ及び１.０重量％以下の量のＺｎの少なくとも一方を 含んでいることを特徴とする方法。 １３．請求項２記載の方法において、上記Ｃｕが合金の３.０〜４.５重量％を占 め、上記Ｌｉが合金の０.７〜１.１重量％を占め、上記Ｍｇが合金の０.３〜０. ６重量％を占め、上記結晶微細化剤が合金の０.０８〜０.３重量％を占めていて 、当該結晶微細化剤がＺｒ、Ｔｉ及びそれらの組合わせからなる群から選択され ることを特徴とする方法。 １４．請求項１３記載の方法において、上記Ｃｕが合金の２.８〜４.８重量％を 占め、上記Ｌｉが合金の０.４〜１.５重量％を占めていて、上記アルミニウム基 体合金が０.２〜１.０重量％の量のＭｇをさらに含んでいることを特徴とする方 法。 １５．請求項１３記載の方法において、上記アルミニウム基体合金が、さらに、 ０.８重量％以下の量のＡｇ及び１.０重量％以下の量のＺｎの少なくとも一方を 含んでいることを特徴とする方法。 １６．請求項１３記載の方法において、上記アルミニウム基体合金が、さらに、 ０.８重量％以下の量のＡｇ及び１.０重量％以下の量のＺｎの少なくとも一方を 含んでいることを特徴とする方法。 １７．請求項１記載の方法において、上記合金の極低温での降伏強さがその室温 での降伏強さよりも大きくて、８５ksi（長手方向）より大であり、かつ上 記合金の極低温での平面歪破壊靭性がその室温での平面歪破壊靭性よりも大きく て、２５５ksi√inより大であることを特徴とする方法。 １８．請求項１記載の方法において、上記合金の極低温での降伏強さがその室温 での降伏強さよりも大きくて、８５ksi（長手方向）より大であり、かつ上記合 金の極低温での平面歪破壊靭性がその室温での平面歪破壊靭性よりも大きくて、 ２５５ksi√inより大であることを特徴とする方法。 １９．２.８〜４.８重量％のＣｕ、０.４〜１.５重量％のＬｉ、０.２〜１.０重 量％のＭｇ及び残余のアルミニウム及び付随不純物から基本的になる鍛造アルミ ニウム基体合金にして、当該合金が、室温での強度及び破壊靭性と実質的に等し いか又はそれらを上回る極低温での強度及び破壊靭性を当該合金に与えるに十分 な量で、塑性加工、又は人工時効、又は塑性加工及び人工時効に付されているこ とを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ２０．請求項１９記載の鍛造アルミニウム基体合金において、当該合金が、さら に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ及びＴｉＢ₂からなる群から 選択される少なくとも１種類の結晶微細化剤を０.０１〜１.０重量％含んでいる ことを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ２１．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、当該アルミニウム 基体合金が、さらに、０.８重量％以下の量のＡｇ及び１.０重量％以下の量のＭ ｇ及び３.０重量％以下の量のＺｎを含んでいることを特徴とする鍛造アルミニ ウム基体合金。 ２２．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、上記Ｃｕが合金の ３.０〜４.５重量％を占め、上記Ｌｉが合金の０.７〜１.１重量％を占め、上記 Ｍｇが合金の０.３〜約０.６重量％を占め、上記結晶微細化剤が合金の０.０８ 〜０.３重量％を占めていて、当該結晶微細化剤がＺｒ、Ｔｉ及びそれらの組合 わせからなる群から選択されることを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ２３．請求項２１記載の鍛造アルミニウム基体合金において、上記Ｃｕが合金の ３.０〜４.５重量％を占め、上記Ｌｉが合金の０.７〜１.１重量％を占め、上記 Ｍｇが合金の０.３〜約０.６重量％を占め、上記結晶微細化剤が合金の ０.０８〜０.３重量％を占めていて、当該結晶微細化剤がＺｒ、Ｔｉ及びそれら の組合わせからなる群から選択されることを特徴とする鍛造アルミニウム基体合 金。 ２４．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、上記Ｃｕが合金の 約３.０〜約４.５重量％を占めることを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ２５．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、上記Ｌｉが合金の 約０.７〜約１.１重量％を占めることを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ２６．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、当該合金が押出物 の形であることを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ２７．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、当該合金が厚板の 形であることを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ２８．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、当該合金が薄板の 形であることを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ２９．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、当該合金の極低温 での降伏強さがその室温での降伏強さと実質的に同一又はそれを上回っていて、 ８５ksiより大であり、かつ当該合金の極低温での平面歪破壊靭性がその室温で の平面歪破壊靭性よりも大きくて、２５５ksi√inより大であることを特徴とす る鍛造アルミニウム基体合金。 ３０．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、当該合金の極低温 での降伏強さがその室温での降伏強さよりも大きくて、８５ksiより大であり、 かつ当該合金の極低温での平面歪破壊靭性がその室温での平面歪破壊靭性よりも 大きくて、２５５ksi√inより大であることを特徴とする鍛造アルミニウム基体 合金。 ３１．請求項２０記載の鍛造アルミニウム基体合金において、当該合金が、当該 合金の達成可能なピーク降伏強さを５ksi以上下回る降伏強さにアンダー時効さ れていることを特徴とする鍛造アルミニウム基体合金。 ３２．２.８〜４.８重量％のＣｕ、０.４〜１.５重量％のＬｉ、０.２〜１.０重 量％のＭｇ及び残余のアルミニウム及び付随不純物から基本的になる合金ででき た極低温物質収容容器にして、当該合金が、室温での強度及び破壊靭性と実質的 に等しいか又はそれらを上回る極低温での強度及び破壊靭性を当該合金に与える に十分な量で、塑性加工、又は人工時効、又は塑性加工及び人工時効に付されて いることを特徴とする極低温物質収容容器。 ３３．請求項３２記載の極低温物質収容容器において、上記合金が、さらに、Ｚ ｒ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ及びＴｉＢ₂からなる群から選択さ れる少なくとも１種類の結晶微細化剤を０.０１〜１.０重量％含んでいることを 特徴とする極低温物質収容容器。 ３４．請求項３３記載の極低温物質収容容器において、上記アルミニウム基体合 金が、さらに、０.８重量％以下の量のＡｇ及び１.０重量％以下の量のＺｎの少 なくとも一方を含んでいることを特徴とする極低温物質収容容器。 ３５．請求項３３記載の極低温物質収容容器において、上記合金の極低温での降 伏強さがその室温での降伏強さよりも大きくて、８５ksi（長手方向）より大で あり、かつ上記合金の極低温での平面歪破壊靭性がその室温での平面歪破壊靭性 よりも大きくて、２５５ksi√inより大であることを特徴とする極低温物質収容 容器。 ３６．請求項３３記載の極低温物質収容容器において、上記合金の極低温での降 伏強さがその室温での降伏強さよりも大きくて、８５ksi（長手方向）より大で あり、かつ上記合金の極低温での平面歪破壊靭性がその室温での平面歪破壊靭性 よりも大きくて、２５５ksi√inより大であることを特徴とする極低温物質収容 容器。 ３７．請求項３３記載の極低温物質収容容器において、上記合金が、当該合金の 達成可能なピーク降伏強さを５ksi以上下回る降伏強さにアンダー時効されてい ることを特徴とする極低温物質収容容器。 ３８．請求項３３記載の極低温物質収容容器において、当該容器が溶接によって 造られていることを特徴とする極低温物質収容容器。 ３９．請求項３３記載の極低温物質収容容器において、当該極低温物質が液体水 素、液体酸素及び液体窒素ならなる群から選択されることを特徴とする極低 温物質収容容器。