JPS61210147A - アルミニウムベース合金加工製品の製造方法 - 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】 本発明はアルミニウムベース合金製品に関し、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に関する。

航空機産業において、一般に航空機の重ｌを減する最も
有効な方法の一つは航空機構造に使用されるアルミニウ
ム合金の密度を減することは認められている。この合金
密度を減する目的のために、リチウム添加を行なってい
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：　５ｔａｎｌｅｙの論文”Ｈｉｃｒｏｓ
ｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎ′ｄ　Ｔｏｕｏｈｎｅｓｓ　ｏ
ｆ　Ｈｉｏｈ−８ｔｒｅｎｇｔｈ　　Ａｌｕｓｉｎｕ−
＾重量ｏｙｓ　　ｐｒｏｐｅｒｔｔｅｓＲｅｌａｔｅｄ
　　ｔｏ　　Ｆｒａｃｔｕｒｅ　　丁ｏｕｇｈｎｅｓｓ
　　、　　Ａ　Ｓ　　ＴＭ　　’５ＴＰ６０５、ＡＳＴ
Ｍ、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、ＡＡ７０５０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ラ−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牲なしに
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
ウムーリチウム合金製品を生ずることが認められよう。

本発明は高いじん性を保持しながら強度特性を改良する
よう処理でき、又は調節されたレベルのじん性で所望の
強度を供するよう処理できる、改良されたリチウム含有
アルミニウムベース合金を供する。　　　　゛ 本発明の主な目的は改良された耐食性を有するリチウム
含有アルミニウムベース合金を供することである。

本発明の別の目的は強度とじん性の特性の外に改良され
た耐食性を有する、改良されたアルミニウムーリチウム
合金加工製品を供することにある。

本発明のなお別の目的は改良された耐食性を有しそして
その破壊じん性を殆ど損ねることなく強度性質を改良す
るよう溶液熱処理後に加工できる、アルミニウムーリチ
ウム合金製品を供することにある。

そして本発明のなお別の目的は改良された耐食性を有す
る加工アルミニウムーリチウム合金製品を供することそ
してその破壊じん性を殆ど損ねることなく強度性質を増
加するよう溶液熱処理後にこの製品を加工することの方
法を含む。

そして本発明のなお別の目的は破壊じん性を殆ど減少す
ることなく溶液熱処理後に加工アルミニウムーリチウム
合金製品の強度を増加する方法を供することにある。

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。

これらの目的に従って、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％最大のＭｏ１０．
２から１．６重量％のＣｕ、Ｏ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偶然の不純物である。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液熱処理でき、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
。

本発明の合金は０．５から４．０重量％のＬｉ１０から
５．Ｏｆｔ量％のｆｖｌ、５．０重量％までのＣｕ、Ｏ
から１．０重量％のｚｒ、ｏから２．０重量％のＭｎ、
０から７．０重置％のｌｎ。

０．５重量％最大のＦｅ、０．５重量％最大の３ｉを含
有でき、残りがアルミニウムと偶然の不純物である。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０．３５ｉｌ量％を燻えないことが好ましい
。

本発明に従った好適な合金は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重置％のＭｇ、０から１．０重量％のＺｒ
１０から２．０１ｉ１％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、Ｏから３．０重量％のＭｇｌｏから
０．２重量％のｚｒ、ｏか５１．０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Ｌｉｔｏ、４から２．０重量％のＭＵｌｏ、
２から１．６重量％のＣｕ、Ｏか５２．０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偶然の不純物である。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重重最を越え
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、本発明に従った好適な合金は２．３から２．６
重量％のＬｔ、ｏ、５から０．８１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、本発明に従った好適な合金は
２．２から２．４！ｉ借％のＬｉ、０．８から１．２重
量％（１）Ｃｕ、１．０が’３１．４重量％のＭｇ、０
から０．５重量％のＭｎ、０．０９から０．１５重因島
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
Ｌｌｌｌ、０重口％のＣＬｉ、１．１重量％のＭｇ、０
．１２重量％のＺｒ及び最大０．１重量％のＦｅ及びＳ
ｉ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ＣＬＩ、
０．８から１．２重量％のＭ９．０から１，０重口％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。０．５ｆｆｉａｉ％以
下のＬｉは合金の密度に顕著な減少を供ざず、そして４
重量％のＬｌ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Ｌｌごとに、合金の密度は約２．４％減少する。かく
して、密度が唯一っの配慮である場合にはしｉ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０．８
７％だけ増加し、そして耐食性と応力腐食クラッキング
に対する耐性が減少する。同様に加えた１重置％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。

従って、重量を減す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
耐応力腐食クラブキング性を得るために他の元素が重要
である。

特に本発明に従っ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っ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濁して固執するこ
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ッキン
グに対して減少した耐性を生ずる。従って、本発明に従
って、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ッ
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
綱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。

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。

Ａ１２ｏＣｕ２Ｍｎ３及びＡ７１２ＭＱ２Ｍｎ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同
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、クラック又は他の
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注量の正常な逆関係に
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８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、８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０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、０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８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ット又はビレットとし
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ッ
ト形で供することもできることに注目すべきである。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。このインゴッ
ト又はビレッ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（とも１時間の間９００から１０５０″Ｆの範
囲内の金属濃度でｌ−ｉ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
あると判った。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ってシート、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＠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７５０から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９００か
ら９７５１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関桁であ
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。

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液熱処理を行なって可溶
性元素を溶解する。この溶熱処理は好ましくは９００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。

溶液熱処理をバッ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ッ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１０００から１０５０下の溶液温度
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
ッチ処理する際に、このシートを炉負荷中で処理しそし
て全負荷を溶液温度に導くため一定の時間を必要とし、
従って溶液熱処理は１時間又はそれ以上、例えばバッチ
溶液処理では１又は２Ｒ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
単一ウニ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
昇およ溶液温度で短い滞留時間が得られるからである。

従って、発明者は約１．０分程度に短い溶液熱処理を意
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ッドを供する。

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液温度から約２
００’Ｆ又はそれ以下の濃度へ秒当り少なくとも１００
下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液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５ＱＫｓｉの範囲の降伏強さと約５０から１５
０にｓｉ、β「Ｅ７７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、溶液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鍛造、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
伸することによってかなり増大でき、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、　５ｔａｎｌｅｙによる参考文猷からと
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する。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ちの以上の
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Ａ
Ａ２０２４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ち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っ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、溶液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すると考えられる。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澱相（例えばＴ１　′、 Ａ　１２　Ｃｕ　Ｌ　＋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Ａ１３Ｌｉ１ＡＪＬｉ、Ａｊ！
　　ＣｕＬｉ及びＡ１５ＣｕＬｉ３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終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ーリチ
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。

合金のインゴッ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った強度と破壊じん
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１５０から４００下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ってこれを行
なうことができる。この合金製品の若干の組成物は９５
に８１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８５
Ｋｓｉの範囲内でありそして対応する破壊じん性は２５
から７５　Ｋｓ＋、ンｒ３７７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２７５から
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３２５下の温度で約８
から２４時間の処理を意図する。更に本発明に従った合
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っ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。

例工 １．７３重量％のＬｉ、２．６３重量％のＣｕ。

０．１２重量％のｚｒを含み、残りが木質的にアルミニ
ウムと不純物である、アルミニウム合金を圧延に適した
インゴットに鋳造した。このインゴットを２４時間１０
００下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１０２５下の温度に熱処理炉で溶液熱処理しそして
次に７０下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％太き延伸し、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工表
に示す時間３２５から３７５下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Ｅ５６１−８１による８曲線測定でじん性を測定
した。これらの試験の結果を第１図に示す。

更に、第１図にじん性を強度に対してプロットしてこの
結果を示す。第１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。従って、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する（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。

１６　　３２５　７０゜２　　４６．１　　７８．８　
　４２．５７２　　３２５　７４．０　　４３．１４　
　３７５　　Ｂ９．６　　４４．５　　７３．２　　４
８．７１６　　３７５　７０．７　　４４．１肚１ 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
したインゴットに鋳造した。このインゴットを３６時間
９８０″Ｆで均質化し、例工におけるように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
溶液熱処理した。更に、この試料をまた急冷し、延伸し
、時効化しそして例■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■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。例Ｉ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。

第■表 ４８　　３２５　−　　　　　　８１．５　４９．３７
２　　３２５　７３．５　５６．６ ４　　３７５　−　　　　　　７７．５　５７．１例■ 重量で、２．７８％のＬｉ、ｏ、４９％のＣｕ。

０．９８５のＭｇｌｏ、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ットに鋳造
した。例工におけるようにこのインゴットを均質化しそ
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時間溶液熱処
理しそして７０°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。例■におけるように
降伏強さを測定しそしてカーフ型式引裂試験によりじん
性を測定した。この試験工程は“Ｔｅａｒ　Ｒｅ５ｉｓ
ｔａｎｃｅ　ｏｆ　Ａｌｕｍｉｎｕｍ　Ａ重量ｏｙＳｈ
ｅｅｔ　ａｓ　Ｄｅｔｅｒｎ＋ｉｎｄ　ｆｒｏａ＋　Ｋ
ａｈｎ−Ｔｙｐｅ　Ｔｅａｒｒｅｓｔｓ”、　Ｍｇｔｅ
ｒｉａｌｓ　Ｒｅ５ｅａｒｃｈ　ａｎｄ　５ｔａｎｄａ
ｒｄｓ。

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■表に示し、そしてじん性と降伏強
さ間の関係を第５図にプロットする。

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って、非常に狭い帯の中に入る。

第１表 エージング　引張り　　引裂き　引裂き強実施　　　　
降伏強さ　強さ　　さ／降伏１豆　時間　下　　　Ｋｓ
ｉ　　　Ｋｓｉ　　　強さ０％　　　２４　　　　３２
５　　　４５．６　　　６３．７　　　　１．４７４％
　　　２４　　３２５　　５９．５　　６０．５　　１
．０２８％　　　　２４　　　３２５　　　６２．５　
　　６１．６　　　０．９８０％　　２４　　３７５　
　５１．２　　５８．０　　１．１３４％　　　２４　
　　３７５　　　６２．６　　　５８．０　　　　Ｇ、
９３８％　　　２４　　３７５　　６５．３　　５５．
７　　０．８５肛 重量で、２．７２％のＬｉ、２．０４％のＭ（ｊ、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ットに鋳造した
。その後に、例工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１０００’Ｆで１時間溶
液熱処理しそして７０’の水で急冷した。試料を０％、
４％及び８％延伸しそして例■におけるように時効化さ
せた。例■におけるように試験を行ない、そして第■表
に結果を示した。第４図は延伸の吊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った。

第■表 エージング　引張り　　引裂き　引裂き強実施　　　　
降伏強さ　強さ　　さ／降伏区皇　時間　下　　　にｓ
ｉ　　　　Ｋｓｉ　　！Ｌ正−−〇％　　　２４　　　
３２５　　　５３．２　　　５９．１　　　１．７１４
％　　　２４　　３２５　　６４．６　　５９．４　　
０．９２８χ　　２４　　３２５　　７４．０　　５４
．２　　０．７３０％　　　２４　　３７５　　５６．
９　　４８．４　　０．８５４％　　　２４　　３７５
　　６５．７　　４９．２　　０．７５［ 重量で、２．３％のｌ−ｉ、０．５％のＣｕ。

１．２％のＭｇ及び０，１２％ｚｒ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ットに鋳造した。このインゴッ
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の温度で溶液熱処理し、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３
００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
。例工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ＥＸＣ
Ｏ（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７表に示す。

ｌ呈羞 ■ 引張り　　　　　じん性　　腐食 鎚　（（１」−降　伏　ｔＪＰＥ　　ＥＸＣＯ区分け１
　　６９゜５　　　６１．４　　　　２１０　　　　　
ＥＢ２　　　６５．０　　　５７．０　　　　２５Ｓ　
　　　　　ＥＣ３６６，１６Ｌ４　　　　４０Ｓ　　　
　　ＥＣ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。

１虜　　　Ｌｉ　　　Ｃ且　肚且　肋　ｚｒｌ　　　　
２．８　０．５　１．０　０．５　０．１２２　　　２
．６　０．８　１．３　　Ｇ、５　　Ｇ、１２３　　　
２．５２．５０　　　Ｇ　　　０重量２４　　　２．５
　３．８　０　　０　　０．１２この合金を例Ｖ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、溶液熱！Ｉａ理しそして冷水急冷した
。例Ｖ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下で２４時間人工的に時
効化させた。例Ｖにおけるようにこの試料を試験しそし
て第■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。

第■表 ２％延伸で強度（に５１）６％延伸　ＥＸＣＯで強度　
　　　　　　（にｓｉ）　　腐食１皇　１訳　弘五曳　
１碧　　肚ｉユ　」立見−１５２，６６５，０６１，０
６７，２ＥＡ２　　６Ｌ８　７４．５　　６７．６　　
７７．９　　　　ＥＡ３　　５９．８　７５．４　　７
５．３　　８５．９　　　　ＥＤ４　　６７．８　８１
．３　　８２゜１　　８８．Ｑ　　　　ＥＤ本発明に従
った合金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、本発明に従った、合
金１及び２はずっ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。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に従っ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って延
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図は本発明に従っ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って延
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（降伏強さで割ったノツチ−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。 図面の浄ＩＦ（内容に変更なし・） ＦＩＧ、Ｉ ＦＩＧ、２ ＦＩＧ、３ ＋　し・１町−１−ラＰ刷１４メζ５−（マ、　　　　
ｋｓ薯Ｊ　イ縦ｓ　Ｌ”ＬａＩ＝　Ａ！重量ｊる延伸４
）ＪＦＩＦＩＧ、５ ＦＩＧ、６ ＦＩＧ、７ ＦＩＧ、８ ｌｆｙ　　Ｃｕ ＦＩＧ、９ 手続補正書（自船 昭和６１　年２月１３日

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. （１）強度、じん性及び耐食性の改良された組合せを有
   し、時効処理応じて強度とじん性の改良された組合せを
   発現する性能を有し、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から１．０重
   量％のＺｒ、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及び偶然の不純物
   であり、時効工程の前に、延伸に等価の加工効果を付与
   し、このため時効工程後に強度とじん性の改良された組
   合せを有すること、を特徴とするアルミニウムベース合
   金加工製品。
2. （２）Ｌｉが２．２から２．４重量％の範囲内である、
   特許請求の範囲第１項に記載の製品。
3. （３）Ｌｉが２．４から２．８重量％の範囲内であり、
   Ｃｕが０．３から０．８重量％の範囲内であり、Ｍｎが
   ０から０．５重量％の範囲内でありそしてＭｇが１．０
   から１．４重量％の範囲内である、特許請求の範囲第１
   項に記載の製品。
4. （４）加工効果が３から１４％の範囲内の量で前記の製
   品を延伸することに等価である、特許請求の範囲第１項
   、第２項又は第３項に記載の製品。
5. （５）（ａ）本質的に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から１．０重
   量％のＺｒ、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及び偶然の不純物
   であり、時効工程の前にそこに延伸に等価の加工効果を
   付与し、このため時効工程後に強度とじん性の改良され
   た組合せを有する、リチウム含有アルミニウムベース合
   金製品を供すること；そして （ｂ）時効工程後に、前記の製品が耐食性の外に強度と
   破壊じん性の改良された組合せを有るために、時効工程
   前に、前記の製品に室温で前記の製品を延伸することに
   等価の加工効果を付与するこの工程を含む、改良された
   強度、耐食性及び破壊じん性の組合せを有するアルミニ
   ウムベース合金製品の製法。
6. （６）Ｌｉが２．４から２．８重量％の範囲内であり、
   Ｃｕが０．３から０．８重量％の範囲内であり、Ｍｎが
   ０から０．５重量％の範囲内でありそしてＭｇが１．０
   から１．４重量％の範囲内である、特許請求の範囲第５
   項に記載の方法。
7. （７）Ｌｉが２．２から２．４重量％の範囲内である、
   特許請求の範囲第５項に従つた方法。
8. （８）加工効果が前記のボテーを３％以上の量延伸する
   ことに等価である、特許請求の範囲第５項に記載の方法
   。
9. （９）加工効果が前記のボデーを４から１４％延伸する
   ことに等価である、特許請求の範囲第８項に記載の方法
   。
10. （１０）前記の製品に成形する前に９００から１０５０
    °Ｆの範囲内の温度で前記の合金のボデーを均質化する
    ことを含む、特許請求の範囲第５項、第６項又は第８項
    に記載の方法。