JPS63266037A - 応力腐食に耐性のリチウム含有アルミニウム合金材料及びその製造方法 - 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、固有機械的強度及び損傷耐性にすぐれており
、特に処理された状態（焼入れ一焼戻し）、特に再結晶
化した状態で応力腐食に耐性のリチウム含有アルミニウ
ム合金材料及びかかる材料の製造方法に係る。

高い応力腐食耐性をもつ合金は、航空産業又は宇宙産業
で使用される冶金半製品を得るために極めて重要である
。

更に、機械的強度、靭性、延性又は疲労性にすぐれたア
ルミニウムーリチウム合金は、薄板圧延されたとき、再
結晶化状態で十分な応力腐食耐性をもつことが難しい（
Ｐｈ、ＭＥＹＥＲ，Ｂ、ＤＵ［１ＯＳＴ−＾Ｚ、ＬｉΔ
ｌ１ｏｙｓｌｌ［−Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ　ｏｆ　ｔ
ｈｅ　Ｔｈ１ｒｄ　Ｉｎｔｅｒｎａ−ｔｉｏｎａｌ　Ｃ
ｏｎｆｅｒｅｎｃｅ　５ｐｏｎｓｏｒｅｄ　ｂｙ　ｔｈ
ｅ　Ｉｎ５ｔｉｔｕｔｅｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ、　０ｘｆ
ｏｒｄ　８−１１　Ｊｕｉｌｌｅｔ　１９８５−Ｂａｋ
ｅｒＧｒｅｇｓｏｎ　ｌ１ａｒｒｉｓ　Ｐｅｅｌ　Ｌｏ
ｎｄｏｎ−１９８６参照）。

このように応力腐食耐性が十分でないのでその用途が限
られる。例えば、応力腐食（ＣＳＴ）を生じ易い従来の
合金の場合同様に（Ｋａｎｅｋｏ　Ｓｉｅｍｅｎｚ　−
Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄｓ　ｆｏｒ　
１ｎｔｅｒｆｅｒｅｎｃｅ　ｆｉｔｆａｓｔｎｅｒｓ　
ａｎｄ　ｃｏｌｄ　ｗｏｒｋｅｄ　ｈｏｌｅｓ−Ｓｔｒ
ｅｓｓ　Ｃｏｒｒｏ−ｓｉｏｎ　Ｎｅｗ　Ａｐｐｒｏａ
ｃｈｅｓ　ＡＳＴＭ−ＳＴＰ　６１０．１９７６、ｐｐ
。

２５２−２２６参照）、干渉効果の大きいリベットの単
なる取付によって応力腐食割れが生じる。これはリベッ
ト取付の残留応力に起因する。

本発明の材料は特殊な顕微鏡組織をもつ。即ち、固溶体
外部に元素Ａｌ．　Ｃｕ、　Ｌｉ、Ｈｇ及び任意にＺｎ
に富む金属同相のかなり粗い多数の析出物を含むか、又
は低温溶解によって得られた固溶体を含む。

本発明方法の本質的な特徴は、製造工程の全段階におけ
るその他のパラメータ、特に焼戻しにおけるパラメータ
としては従来技術と同じパラメータの値を使用しながら
、該当金属を低温で一般には不完全に溶解することにあ
る。

本発明は、成形、高速凝固、インゴットの冶金又はその
他の処理技術によって製造されるすべてのリチウム含有
アルミニウムベース合金に適用される。

本発明は特に、主元素として、 Ｌｉ：１．０〜４．２重量％と Ｃｕ：０〜５．５重量％と Ｍｇ：０〜７．０重量％と Ｚｎ：（）−１５，０重量％と を含有し、微量元素として、 Ｚｒ：０〜０．２重量％と Ｍｎ　：０〜１重量％と Ｃｒ：０〜０．３重量％と Ｎｂ：０〜０．２重量％と Ｎｉ：Ｏ−０，５重量％と Ｆｅ：０〜０．５重量％と ５ｉｌｏ〜０．５重量％と それ以外の各元素：　＜　０．０５重量％とを含有し、
残りが＾！から成るアルミニウムベースめ合金に適用さ
れる。

好ましくは、 ３０　　１８　４．２　　．７ である。

本発明の材料は好ましくは、１．７〜２．５重量％のＬ
ｉと０．８〜３重景重量Ｍ、と１．０〜３．５重量％の
Ｃｕと２重量％未溝のＺｎとを含有し、残りが屓と、　
Ｚｒ（０〜０．２０重厘％）、Ｍｎ、　Ｃｒ、Ｔｉのご
とき二次元素と、合計で１重量％以下の不純物とから成
る材料を特殊処理したものである１本発明の材料は、特
に応力腐食に耐性の詔微鏡組織をもち、固溶体外部に元
素＾ＩＩ、　Ｃｕ、　Ｌｉ、　Ｈｇ及び任意にＺｎに富
む金属同相のかなり粗い多数の析出物を含む、金相学的
実験によれば、これらの追加元素の含量が以下の不等式
を満足させる必要がある。

＾〉０、但し、 この式において％Ｃｕ、％Ｌｉ、％Ｍ２、％Ｚｎは重量
濃度であり、Ｔは温度℃である。この場合、これらの相
は、アルミニウム協会で定義された合金８０９０及び合
金２０９１中のＲ−Ａｌ５Ｃｕ（Ｌｉ　、Ｍｙ）　ｓ及
びＴ２−ＡｌｓＣｕ（Ｌｉ　、Ｍｙ）ｓのタイプである
。

これらの相の金相学的特徴及び組織的特徴とＸ線回折に
おける格子間隔特性値とは、マグネシウムを含まないへ
β−Ｌｉ−Ｃｕ系についてＨ，に、Ｉｌ八へＤＹ及びＪ
、Ｍ、５ＩＬＣＯＯＫの論文で示された値と同様である
（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　ｔｈｅ　Ｉｎ５ｔｉｔｕｔｅ
　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ、１９５５−５６、ｖｏｌ、８４
、ｐ、４２３−４２５）。

これらの粒子の体積分率は、Ｌｉ、　Ｃｕ、　Ｍｌｌ及
びＺｎの含量合計の増加に伴って増加し、また本発明の
ごとく溶解温度が低いほど増加する。出願人は金相学的
及び組織的分析によって、粒子の体積分率（％）がｆｖ
＝ｋ・＾［但しΔ〉０で２．０≦に≦４．０］であるこ
とを確認した。この体積分率は一般に、０．６％以上で
あり、特に合金２０９１の場合には１〜４％が好ましい
、０．６％を下回るときは再結晶化した材料の十分な応
力腐食耐性が得られない、４％を上回るときは強度及び
延性のごとき機械的特性が過度に低下する。

最も粗い粒子の最大寸法は５ハ以上、好ましくは１０ハ
以上である。

この組織は示差熱分析又は示差エンタルピー分析によっ
てコントロールされ得る（ＤＳＣ：Ｄｉｆｆｅｒｅｎ−
ｔｉａｌ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ
）、材料サンプルの温度上昇が１〜２０℃７分の速度で
行なわれるようにプログラムされているときは、サーモ
グラムの軌跡は、溶解温度と融合開始温度との間の範囲
に以下の特徴をもつ。

合金の溶解が実際に起こる温度と合金の融合開始温度（
ＩａＬｔｅｍｐｅ′ｒａｔｕｒｅ　ｄｅ　ｆｕｓｉｏｎ
　ｃｏｓ＋ａｅｒ＋９ａｎｔｅｄｅ　ｌ’ａｌｌｉａｇ
ｅ）との間に見掛は水平域即ち擬水平域が存在する。

この擬水平域のサーモグラムは示差エンタルピー分析装
置の基底線（サンプル及び標準の区別なく等しい２つの
不活性サンプルで決定される）と実質的に同様に変化す
る。この擬水平域の長さは溶解温度が低いほど長い。更
に、試験によれば、この水平域の初端の温度が、本発明
の溶解温度と実質的に一致すること、又は合金を溶解し
ないときは焼鈍温度と実質的に一致することが判明した
。

これらの熱処理後に示差エンタルピー分析を行なう。こ
の高温範囲のサーモグラムは焼戻しによって実質的に変
化しない。この方法によれば、実際の溶解温度を確実に
再現でき、さらに焼鈍温度さえをも確実に再現できる。

従って、最終状態まで処理されたく即ち、溶解、焼入れ
任意に冷間加工及び焼戻し処理された）材料に対して本
発明処理が与えた物理的効果を知ることができる。

この擬水平域の後に広い吸熱ピークが存在する。

このピークは、合金の溶解温度範囲より前の温度範囲で
サンプル温度が上昇する間に形成された平衡相微小析出
物の再溶解を示す。

マトリクスへ！中へのＡｌ２ＣｕＬｉｔ４ｙ相（好まし
い組成ではＲ又はＴ２）の融合開始の吸熱ピークは、（
合金組成次第で）５３２〜５５０℃の近傍で生じ、析出
相Ｔ２又はＲの体積分率が高いほどピーク面積（即ち融
合当たりの吸熱量）が大きい。

従ってこのピークの面積は、熱分析に先立って行なわれ
た本発明の溶解処理の温度が合金の常用の溶解処理の温
度より低くなるほど広くなる。当業者に公知の常用の手
順でＴ２又はＲ相の粗い粒子が予め完全に溶解され析出
相Ｔ２又はＲが除去された合金、即ち＾く０のごとき組
成をもつ合金は、５３２〜５５０℃の温度範囲にこのよ
うなピークをもたない。

本発明の方法の特徴は、硬化性元素の溶解を促進して最
大の機械的強度を得るためにはできるだ番テ高い溶解温
度を使用するのが当業界の一般常識であるにもかかわら
ず、常用の溶解温度より低い温度ＴＭＳの範囲で溶解を
行なうことにある。

ＴＭＳは、 ＴＭ（℃）＝　４７４＋　１８．２（％Ｌｉ）　−２（
％Ｃｕ）（（％Ｃｕ）−１，７）十％Ｍｙ（−１７，６
＋　３．６（％Ｌｉ）＋４．３（％Ｃｕ））−３（％Ｚ
ｎ）［但し、％Ｌｉ、％Ｃｕ、％Ｍｇ、％Ｚｎは引用合
金の元素の重量％］ より低い値であり、また、４６０℃以上好ましくは４８
０℃以上の値でなければならない。

溶解時間は、高温で溶解処理する従来技術のアルミニウ
ムーリチウム合金で常用の溶解時間と同様でよく、材料
の形態次第で（薄い板材から厚い鍛造材まで）一般には
１０分間から７時間である。

溶解温度が過度に高いと応力腐食耐性がかなり顕著に低
下する。逆に、溶解温度が過度に低いと機械的強度特性
が十分でない。

溶解後に常用の条件で焼入れを行なう。

次に、リチウム含有アルミニウム合金の常用の焼戻し処
理と同様の焼戻しを行なう。

好ましくは、製造工程中の溶解処理の前に任意に加熱処
理（任意に塑性変形を伴ってもよい）を行なう。

この加熱処理は、好ましくは４９０〜２５０℃、特に好
ましくは４５０〜３５０℃で、１〜４８時間、特に好ま
しくは６〜２４時間行なう。

しかしながらこの加熱処理の最高温度はその後の溶解処
理に用いる温度より低温でなければならない。

この加熱処理を任意に多段加熱で行なってもよいが、最
終加熱段階を本発明に従って行なう必要がある。

また、熱鍛合金ではこの加熱を熱間加工後に行なうのが
好ましい。

またこの加熱処理を任意に冷間加工後に行なってもよい
。

合金の冷間加工を行ない且つこの冷間加工中に複数の中
間焼鈍処理を行なう必要があるときは、最後の中間焼鈍
処理を前記条件下に行なう。

加熱後の冷却速度は１０℃／時以上、好ましくは２５℃
／時以上である。この速度は加熱温度から１００℃まで
冷却する間の平均冷却速度であり、１００℃以下での冷
却速度は厳密でない。

冷却は、炉で空気流、無風空気、水によって行なわれて
もよく又は所望の冷却速度が得られるその他の任意の方
法で行なわれてもよい。

加熱が過度の高温で行なわれると応力腐食耐性が極度に
低下する。加熱が過度に低温で行なわれるとその後の冷
間加工が難しくなったりまたときには応力腐食耐性の低
下が生じたりする。

第１図から第７図を伴う実施例に基づいて本発明を以下
に説明する。

丸克ｆＬＬ Ｌｉ：２．０７重量％とＣｕ：２．１５重量％とＭｇ：
１．５３重量％とＺｒ：０．１０重量％とＴｉ二Ｏ，０
３重量％とＦｅ：０．０４重量％とＳｉ：０．０３重量
％とを含有し残りが八ｌから成る組成の厚さ１．６１の
２枚の板材を以下の条件で処理した。４５０℃で１時間
及び４００℃で１２時間順次焼鈍し、（本発明）又は５
３０℃で溶解し、冷水焼入れし、２％牽引し、１３５℃
で１２時間焼戻しを行なった。

５３０℃の溶解処理後に得られた顕微鏡組織を第１図に
示す。５００℃の溶解処理後に得られた顕微鏡組織を第
２図及び第３図に示す。５岬を顕著に上回るサイズの粗
い粒子は本質的に析出相Ｒ−＾ｆｓｃｕ（Ｌ＋　、Ｍｇ
）ｚから成る（Ｃａｓｔａｉｎｇの電子マイクロゾンデ
による定量分析及びＳｅｅｗ＋ａｎ−Ｂｏｈ　Ｉ　ｉｎ
方法のＸ線回折によって確認）。

ＩＢＡＳ　ＫＯＮＴＲＯＮ装置を用いた定量イメージ分
析によって測定した研摩断面の平均面積率（塊状サンプ
ル中の体積分率に等しい）は５３０℃での溶解後に０．
５３％（ｋ二２，９）であり、５００℃での溶解後に２
．３％（ｋ、２．７）であった。この平均値の測定精度
は約士１０％である。

実」１阻３工 前記と同じ合金（合金２０９１）を、４００℃で１時間
焼鈍し、冷間圧延した後に、４９０℃〜５３５℃の間の
種々の温度で溶解し、水焼入れし、１３５℃で１２時間
焼戻しな。これをＤＳＣ９９０プログラム作成器で制御
されるＤＵＰＯＮＴ　ｄｅ　ＮＥＭＯＵＲＳ　ＤＳＣ９
１０装置で以下の条件下に示差熱分析した。

一直径５■及び厚さＩＩの円板の形態に裁断したサンプ
ル及び標準（精練アルミニウム）を用いる。

−セルを乾燥窒素で掃気する。

一４００℃〜５９０℃の間の温度上昇速度を５℃／分と
する。

得られたサーモグラムを第４図に示す。このサーモグラ
ムにおいて、横座標は温度を℃で示し、縦座標は発熱（
＋）及び吸熱（−）の夫々の方向に放出又は吸収された
電力（＋ｎ１ｌＩ）を示す。装置の基底線（Ｌｉ３）を
点線で示す。

曲線１は４９０℃での溶解を示す。

曲線２は５１０℃での溶解を示す。

曲線３は５２０℃での溶解を示す。

曲線４は５３０℃での溶解を示す。

各サーモグラムにおいて、予め決定された装置基底線に
対してごくわずかに吸熱性のほぼ直線状の部分で示され
る検出可能な擬水平域Ｎ）の初端は、サーモグラムの接
線の交点によって測定及び決定される相変態温度と同じ
精度で本発明の実効溶解温度（ｌａ　ｔｅｍｐｒｒａｔ
ｕｒｅ　ｅｌ’ｆｅｃｔｉｖｅ　ｄｅ　ｍ１ｓｅ　ｅｎ
ｓｏｌｕｔｉｏｎ）±３℃に対応する。

また、共晶成分の融合開始ピークである狭いピーク（Ｉ
Ｉ）は約５３５℃に始まって合金の平衡融合（固相線）
直前で終了する。この平衡融合は極めて深い漸進的な吸
熱ピーク（ＩＩＩ）によって示される。

示差熱分析によれば、本発明で処理された合金において
は融合開始ピーク（吸熱反応）が従来の溶解によって５
３０℃で処理された合金よりもはるかに深い処で生じる
。

この示差熱分析と実施例１の金相学的分析との双方によ
って本発明の材料が信頼できる新規な特徴をもつことが
証明された。

え１几１ １．９５重量％のＬｉと２．１０重量％のＣｕと１．５
重量％のＭｆと０．０８重量％のＺｒと０．０４重置火
のＦｅと０．０４重量％のＳｉとを含有し残りがＡｌか
ら成る組成の合金２０９１を、断面８００×３００１１
１ｆｆ１２の板材に鋳造し、５２７℃で２４時間拡散加
熱し、皮ムキし、４７０℃〜３８０℃で厚；ｇ３．６ｍ
ｍまで熱間圧延し、コイルに巻回した。

これを本発明によって４５０℃で１時間及び４００℃で
１２時間順次加熱処理した（２段加熱の間に炉で冷却す
る）、加熱後１００℃までの冷却は約り５℃／時で行な
う。

加熱後、板材を１．６ｍｍまで冷間圧延する。このよう
にして製造された薄板の一部を本発明によって（試験＾
）５００℃土２℃で２０分間溶解し、冷水焼入れし、２
％牽引し、最後に１３５℃で１２時間焼戻しする。

薄板の別の一部を本発明以外の方法によって（試験Ｂ）
５２８℃±２℃で２０分間溶解し、以後は試験へと同様
に処理する。この合金処理においてＴＭ＝　５０５．５
℃である。合金組織は等軸細粒（平均サイズ：２０岬）
として再結晶化する。

２つの試験の結果として、圧延方向に平行な方向（Ｌ方
向）、圧延方向に垂直で板の幅に沿った方向（ＴＬ力方
向及び圧延方向に対して６０°の方向（６０゜／Ｌ力方
向の特性を表Ｉに示す。

圧延面における応力腐食耐性が本発明の処理によって極
めて顕著に改良され、しかも機械的特性はすぐれたレベ
ルに維持されていることが理解されよう。

第５図は割れの伝は結果を示す。本発明によって処理さ
れた合金が標準合金２０２４よりもすぐれた疲労特性を
示すことが第５図より理解されよう。

犬１」［Ｌ ２．２重量％のＬｉと２．３重量％のＣｕと１，６重量
％のＭ、と０，１０重量％のＺｒと０，０４重量％のＦ
ｅと０．０３重量％のＳｉとを含有し残りが八ｌから成
る組成の合金２０９１を、断面１００×３００ｍ１１２
のインゴットに鋳造し、５２７℃で２４時間拡散加熱し
、皮ムキし、４７０℃〜３８０℃で厚さ３．６ｍｍまで
熱間圧延した。薄板の一部（試験片Ｃ）を本発明によっ
て４１５℃で２４時間加熱し冷水に浸漬して冷却した。

薄板の別の一部（試験片Ｄ）を本発明以外の方法で４１
５℃で２４時間加熱し、４１５℃から１００℃までは８
℃／時の冷却速度で冷却した。

次に２つの薄板試験片を１．６１まで冷間圧延した。こ
れらを本発明によって５１０℃で２０分間溶解し、冷水
焼入れし、平滑化し、牽引し、１３５℃で１２時間焼戻
しな。

この場合のＴＭ＝５１１．６℃であった。

応力腐食特性及び機械的特性の測定値を表Ｈに示す。

夾１」１ド ２．０重量％のＬｉと１．８重量％のＣｕと１．４重量
％のＭ、と０．１２重量％のＺｒと０．０６重量％のＦ
ｅと０５０４重量％のＳｉとを含有する組成の合金２０
９１を直径５０ｍｍのビレット材に鋳造したく誘導加熱
し、４３０℃で押出処理する）。

この棒材を長さ５００ＩＩＩＩ１１に裁断した。全体を
加熱し、４９０℃〜４００℃の鍛造型に複数パス通す。

最終鍛造パスの前に棒材を本発明によって４５０℃に６
時間維持し、この温度で加工した。次に本発明によって
冷却速度１００℃／時以上で１００℃まで冷却した。

次に試験片を本発明によって５０３℃±２℃で４時間溶
解し、冷水焼入れし、１９０℃で２４時間焼戻しな（こ
の場合ＴＭ＝　５０６．３℃）。これらの試験片（第６
図）の引張特性と応力腐食特性とを測定した。引張試験
片はリブの交点以外の部分（八ＢＣ）から採取する。逆
に、応力腐食試験片はリブの傾斜部分（Ｄ）から採取す
る。結果を表■にまとめる。

火１」［（ ２，５重量％のＬｉと１６２重量％のＣｕと１．０重量
％のＨｇと０．０６重量％のＺｒと１．５重量％のＺｎ
と０．０６重量％のＦｅと０．０４重量％のＳｉとを含
有する組成の合金を、断面３００Ｘ　１００ｍｍ２の板
材に鋳造し、５３５℃で２４時間拡散加熱する（５００
℃以後は拡散加熱温度の上昇速度２５℃／時とする）。

次に皮ムキし、４９０℃に再加熱し、４８０℃〜３００
℃で３．６ｍｍまで熱間圧延する。このようにして熱間
圧延された層材料を得、これを４５０℃で１時間加熱し
、冷水に浸漬して冷却し、３．６■から１．２ｍｍに冷
間圧延する。

このように得られた薄板を塩浴炉で４８５℃で２０分間
溶解し、冷水焼入れし、１．５％牽引し、１９０℃で１
２時間焼戻しする（この場合ＴＭ＝　５１２．７℃）。

得られた組織は再結晶化している（第７図参照）。

得られた特性を表■に示ず。

表土 ＊カニ圧延方向、伝ば；幅方向。

本本カニ幅方向、伝ば；圧延方向。

ｎｔ定荷重引張試験：３．５ｇＮａＣｌ水溶液に浸漬−
引上を１０分７５０分のサイクｌしで４２日間行なう。

宍Ｊ− 京定荷重引張試＠：３．！ＪＮｕＣ１水溶液に浸漬−引
上を１０分７５０分のサイクルで行なう。

＊＊ＮＲ：破壊無しくＲ二破壊）。

表１ 本定荷重曲げ試験＋３．５甜ａＣｊ！水溶液に浸漬−引
上を１０分７５０分のサイクルで行なう。

長足 本定荷重曲げ試験：３．５＄ＮａＣ１水溶液に浸漬−引
上を交互に行なう。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明以外で処理された合金の圧延方向に平行
な側面断面の金属組織の光学顕微鏡写真、第２図は本発
明で処理された合金の圧延方向に平行な側面断面の金属
組織の光学ｍ微鏡写真、第３図は本発明で処理された合
金の圧延方向に平行な平面断面の金属組織の光学顕微鏡
写真、第４図は種々の温度で溶解された合金２０９１（
実施例２）の種々のサーモグラム、第５図は、実施例３
に対応する本発明で処理された合金（試験＾）及び本発
明で処理されない合金（試験Ｂ）と標準合金（２０２４
）のそれぞれにおけるＬＴ力方向びＴＬ力方向波形引張
疲労割れ（σ＝９０±４０８Ｐａ）の伝は速度（ｄａ／
ｄＮ）の変化をΔにの関数として示すグラフ、第６図は
本発明で処理された型鍛造品と引張試験片及び応力腐食
試験片の相対位置とを示す説明図（実施例５）、第７図
は実施例６に対応する本発明で処理された合金の金属組
織を示す写真である。 ＩＧ　４ 手続補正書 １．事件の表示　　昭和６３年特許願第３４９３９＠２
、発明の名称　　応力腐食に耐性のリチウム含有アルミ
ニウム合金材料及びその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係　　特許出願人 名　称　　　　セジュアユール・ソシエテ・ドウ・トラ
ンスフオルマシオン・ドウ・ ラリュミニＣクム・ベシネ

Claims (15)

【特許請求の範囲】
1. （１）１〜４．２重量％のＬｉと５．５重量％以下のＣ
   ｕと７重量％以下のＭｇと１５重量％以下のＺｎと０．
   ２重量％以下のＺｒと１重量％以下のＭｎと０．３重量
   ％以下のＣｒと０．２重量％以下のＮｂと０．５重量％
   以下のＮｉと０．５重量％以下のＦｅと０．５重量％以
   下のＳｉと各々が０．０５重量％以下のその他の元素と
   を含有し残りがＡｌから成る応力腐食耐性のアルミニウ
   ムベースの合金材料において、示差エンタルピー分析に
   よって得られるサーモグラムが、温度、 ＴＭ（℃）＝４７４＋１８．２（％Ｌｉ）−２（％Ｃｕ
   ）（％Ｃｕ−１．７）＋（％Ｍｇ）（３．６（％Ｌｉ）
   ＋４．３（％Ｃｕ）−１７．６）−３（％Ｚｎ）以下の
   材料の実効溶解温度を初端とし合金の融合開始温度を終
   端とする擬水平域をもつことを特徴とするアルミニウム
   ベースの合金材料。
2. （２）サーモグラムにおいて認められる擬水平域の次に
   ５３２〜５５０℃の間の狭い融合開始ピークが存在する
   ことを特徴とする請求項１記載の材料。
3. （３）不等式 ［（％Ｚｎ）／３０］＋［（％Ｍｇ）／１８］＋［（％
   Ｌｉ）／４．２］＋［（％Ｃｕ）／７］＜１に対応する
   組成をもつことを特徴とする請求項１又は２記載の材料
   。
4. （４）１．７〜２．５重量％のＬｉと０．８〜３．０重
   量％のＭｇと１．０〜３．５重量％のＣｕと２重量％以
   下のＺｎと０〜０．２重量％のＺｒと合計１重量％のそ
   の他の元素とを含有し残りがＡｌから成るアルミニウム
   合金材料が、ＡｌとＬｉとＣｕとＭｇと任意にＺｎとに
   富む粗い粒子の形態の析出金属間相を含んでおり、該相
   の体積分率（％）が実質的に、値Ｋ・Ａ ［但し、Ａ＝％Ｃｕ＋％Ｌｉ＋［（％Ｍｇ）／２］＋［
   （％Ｚｎ）／３］−２．７−３３４０ｅｘｐ［（−５９
   ６０）／（２７３＋Ｔ）］及び２．０≦Ｋ≦４．０］ に等しいことを特徴とするアルミニウム合金材料。
5. （５）最も粗い粒子のサイズが５μｍより大きいことを
   特徴とする請求項４記載の材料。
6. （６）最も粗い粒子のサイズが１０μｍより大きいこと
   を特徴とする請求項４又は５記載の材料。
7. （７）析出粒子が元素Ａｌ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｍｇに富むＲ
   相又はＴ２相から成ること及びその体積分率が０．６％
   以上であることを特徴とする請求項４又は６記載の材料
   。
8. （８）析出相の体積分率が１〜４％であることを特徴と
   する請求項４又は７記載の材料。
9. （９）組織が再結晶化していることを特徴とする請求項
   １から８のいずれかに記載の材料。
10. （１０）アルミニウム協会によって定義された合金２０
    ９１の組成をもつことを特徴とする請求項１から９のい
    ずれかに記載の材料。
11. （１１）成形又は鍛造した材料の熱間加工と任意に低温
    での冷間加工と溶解と焼入れと任意に調整冷間加工と焼
    戻しとを少なくとも含み、溶解が４６０℃と温度 ＴＭ（℃）＝４７４＋１８．２（％Ｌｉ）−２（％Ｃｕ
    ）（％Ｃｕ−１．７）＋（％Ｍｇ）（−１７．６＋３．
    ６（％Ｌｉ）＋４．３（％Ｃｕ））−３（％Ｚｎ）との
    間の温度範囲で行なわれることを特徴とする応力腐食に
    耐性のＬｉ含有Ａｌ合金の製造方法。
12. （１２）溶解に先行する製造の前段階で（同時に塑性変
    形を任意に伴って）２５０℃〜４９０℃の範囲で加熱し
    、加熱後に１０℃／時以上、好ましくは２５℃／時以上
    の冷却速度で１００℃まで冷却することを特徴とする請
    求項１１記載の方法。
13. （１３）加熱が４５０℃〜３５０℃の範囲で行なわれる
    ことを特徴とする請求項１２記載の方法。
14. （１４）加熱時間が１〜４８時間、好ましくは６〜２４
    時間であることを特徴とする請求項１２又は１３記載の
    方法。
15. （１５）加熱温度が溶解温度以下であることを特徴とす
    る請求項１２から１４のいずれかに記載の方法。