KR100192936B1

KR100192936B1 - 초경강도 알루미늄기 합금

Info

Publication number: KR100192936B1
Application number: KR1019920701750A
Authority: KR
Inventors: 조셉 로버트 픽켄스; 티모시 제임스 란간; 프랭크 허버트 휴바움; 로렌스 스티븐슨 크램머; 알렉스 조
Original assignee: 게이 친; 마르틴 마리에타 코포레이션
Priority date: 1990-01-26
Filing date: 1991-01-09
Publication date: 1999-06-15
Also published as: US5211910A; JP3197274B2; NZ236886A; AU7243491A; NO922877L; ES2084154T3; EP0512056A1; CA2071555A1; JPH05503737A; EP0512056B1; PT96582A; CA2071555C; IL96809A0; PT96582B; WO1991011540A1; DE69117494D1; IL96809A; NO922877D0; KR920703864A; NO302040B1

Abstract

Cu, Li, Zn, Mg 및 Ag를 함유하는 Al 기저합금은 상대적으로 낮은 밀도, 고모듈러스, 높은 강도/연성 합성, 선행 냉간가공에 관계없는 강한 자연시효반응 및 선행냉간가공에 관계없는 강한 인공시효반응과 같은 상당히 바람직한 성질을 보유한다. 게다가, 합금은 좋은 용접성, 내식성, 저온특성 및 고온특성을 구비한다. 합금은 약 1 내지 7중량%의 Cu와, 약 0.1 내지 4중량%의 Li와, 약 0.01 내지 4중량%의 Zn과, 약 0.05 내지 3중량%의 Mg와 약 0.01 내지 2중량%의 Ag와, Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B 및 TiB₂에서 선택된 약 0.01 내지 2중량%의 결정미립체를 함유하고 나머지는 Al과 불가피한 불순물이다. 바람직한 합금은 약 3.0 내지 6.5중량%의 Cu와, 약 0.5 내지 2.6중량%의 Li와, 약 0.05 내지 2중량%의 Zn과, 약 0.1 내지 1.5중량%의 Mg와, 약 0.05 내지 1중량%의 Ag와 약 0.05 내지 0.5중량%의 결정미립체를 함유하고 나머지는 Al과 불가피한 불순물을 함유한다. Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca에서 선택된 부가된 원소는 본 합금에 Zn에 부가하여 혹은 대체되어서 사용될 수 있다.

Description

[발명의 명칭]

초경강도 알루미늄기 합금

[발명의 상세한 설명]

[발명의 분야]

본 발명은 Cu, Li, Mg, Ag, Zn, Ge, Ti, Cd, In, Be, Sr 및 Ca 가운데 선택된 적어도 하나의 원소로 구성된 알루미늄기 합금에 관한 것이며, 상기 합금은 기계 및 물리적 특성의 독특한 결합에 의해서 특성화 된다. 특히, 본 발명의 합금은 냉간 가공의 유무에 관계없이 높은 인공시효강도, 선행 냉간 가공의 유무에 관계없이 강한 자연시효감응성, 고강도/연성 결합, 저밀도 및 높은 모듈러스등과 같은 매우 바람직한 특성을 보유한다. 또한, 상기 합금은 양호한 내식성, 용접성, 저온성 및 고온성의 특성을 보유한다. 이러한 합금은 대부분 완전한 열처리를 수행할 수 없기 때문에, 높은 비강도(specific strength)(밀도로 나누어진 강도)가 중요시되고 양호한 자연시효 감응성이 유용한 우주항공, 항공, 군사 및 군용차량 분야에 특히 적합하다. 또한, 본 합금의 용접성은 용접에 의해서 결합되는 구조에 사용가능하게 한다.

[발명의 배경]

알루미늄 및 알루미늄 합금의 저단가, 저밀도, 내식성 및 제작 용이와 같은 바람직한 성질들은 공지되어 있다.

알루미늄 합금의 강도를 향상시키기 위한 중요한 방법은 열처리이다. 종래에는 세가지 기본 단계, 즉 (1) 용체화 처리단계, (2) 급냉단계, 및 (3) 시효단계가 알루미늄 합금의 열처리에 사용되었다. 또한, 냉간 가공단계가 시효단계전에 종종 사용되었다. 용체화처리는 합금을 충분히 높은 온도로 가열하여 충분히 오랜시간 동안에 알루미늄내의 석출입자가 거의 균일한 고용체가 되도록 하는 것이다. 이러한 목적은 용해성 경화재의 상당한 양을 고용체에 넣는 것이다. 급냉단계는, 용체화 처리동안 형성된, 고용체를 급히 냉각하여서 상온에서 과포화된 고용체를 형성하는 것이다. 시효단계는 급히 냉각되어서 과포화된 고용체에서 석출강화를 하는 단계이다. 석출은 자연(상온), 혹은 인공(고온) 시효 기술을 사용하여 형성된다. 자연시효방법에서, 냉각된 합금을 -20℃ 내지 +50℃에, 전형적으로는 상온에서 상당히 오랜기간동안 놓는다. 어떤 합금 조성의 경우에, 자연시효에 의한 석출강화는 양호한 물리적 및 기계적 특성을 구비한다. 인공시효방법에서, 냉각된 합금을 전형적으로 약 5 내지 48시간동안 100 내지 200℃의 범위내에 놓아서 석출 경화의 효과를 낸다.

열처리에 의해서 증가될 수 있는 알루미늄 합금의 강도 범위는 사용된 합금 첨가물의 종류 및 양과 관계된다. 알루미늄 합금에 일정한 양의 구리를 첨가하는 것은, 강도를 증가시키고 어떤 경우에 용접성을 향상시킨다. Al-Cu 합금에 계속해서 Mg을 첨가하는 것은 내식성을 개선시키고, 선행 냉간 가공에 관계없이 자연시효 감응성(response)을 향상시키며 강도를 증가시킨다. 그러나, 상당히 낮은 Mg 함량, 즉 1.5%에서 용접성은 감소된다.

Cu와 Mg을 함유하는 상업적으로 유용한 Al 합금은 Al-4.4 Cu-1.5 Mg-0.6 Mn 조성의 합금 2024라 명명된 알루미늄 어소시에이션 제품이다. 합금 2024는 고강도, 고인성, 양호한 고온 가공 및 양호한 자연시효 감응성을 구비한 합금으로 널리 사용된다. 그러나 이 합금의 내식성은 어떤 성질에는 제한적이다. 즉 이 합금은 본 발명의 합금의 경우에서와 같은 초경강도 및 극히 강력한 자연시효 효과를 제공하지 못한다. 그리고 단지 제한적으로 용접가능하다. 사실상, 접합부분에 용접된 합금 2024는 대부분 경우에 상업적으로 유용하다고 생각되지 않는다.

다른 상업적인 Al-Cu-Mg 합금은 Al-5.6 Cu-0.2 Mg-0.3 Mn-0.2 Zr-0.06 Ti-0.05 V 조성의 합금 2519라 명명된 알루미늄 어소시에이션 제품이다. 이 합금은 합금 2219의 개량품으로서 알코아사에 의해서 개발되었고, 현재는 다양한 우주항공분야에 사용된다. Al-Cu 합금에 Mg의 첨가는 선행 냉간가공없이 자연시효감응성을 나타낼 수 있는 반면에, 합금 2519는 고강도 특성인 합금 2219보다 개량된 강도를 보유한다.

종래의 Al-Cu-Mg 합금상에 몬돌포에 의해서 행해진 실험은 주요 강화 매체는 합금내 CuAl₂형 석출입자이고, 여기에서 Cu 대 Mg의 비는 8:1 보다 크다는 것이다(1976년 버터워스에서 발행된 엘.에프. 몬돌포, 보스토 저자의 구조 및 성질의 502쪽 알루미늄 합금편을 참조).

미합중국 특허 제 4,772,342호에서 폴미어(polmear)는 고온 성질을 향상시키기 위하여 Al-Cu 합금에 Ag 및 Mg을 첨가하였다. 바람직한 합금의 조성은 Al-6.0 Cu-0.5 Mg-0.4 Ag-0.5 Mn-0.15 Zr-0.10 V-0.05 Si이다. 폴미어의 상당한 강도 증가는 Mg 및 Ag의 존재에서 발생되는 로메가 상과 관련지었다(런던 하멜론 출판사 발행인 버지니아대학 차로텍빌리, 브이에이, 1986년 6월 15-20, 콘퍼런스 프로세딩스 오브 인터내셔날 콘퍼런스 제1권, 661쪽 내지 674쪽인 이. 에이. 스라크 제이알과 티. 에이치. 산더스, 제이알. 알루미늄 합금: 물리적 기계적 특성에 폴미어의 저술인 고온에서 사용하기 위한 실험실 산조용 알루미늄 합금의 전개 참조).

Al-Mg 합금 및 Al-Cu 합금에 Li을 첨가함은 밀도를 낮추고 탄성율을 증가시키는 것으로 공지되고, 비강도의 상당한 개량을 가하고 인공시효강화 감응성을 향상시킨다. 그러나, 종래의 Al-Li 합금은 일정한 하중에서 연성이 상대적으로 낮으며 인성은 요구된 값보다 낮으며, 이에 의해서 이들의 사용은 제한된다.

용해 및 주조에서 어려운 점은 Al-Li 합금의 수용을 제한시키는 것이다. 예를 들면, Li은 반응이 상당히 활발하므로, Al-Li 합금은 로라이닝(furnace lining)내 내화 물질과 반응할 수 있다. 또한, 용융물위의 분위기는 조절되어져서 산화문제점을 감소시킨다. 또한, Li은 Al의 열전도성을 낮추어서, D.C. 주조(direct chill casting)동안 열을 제거하는 것이 어렵게 만들며, 이에 의해서 주조속도를 감소시킨다. 더군다나, 2.2 내지 2.7% Li을 함유하는 Al-Li 융체, 최근에 상용화된 Al-Li 합금에는 폭발의 위험성이 있다. 현재까지, 이러한 새로운 Al-Li 합금에 기여할 수 있는 특성 잇점은 상기 문제점에 의해서 야기되는 공정처리비용의 증가를 상쇄하기는 충분하지 않다. 결론적으로 이들은 2024 및 7075와 같은 종래 합금에 대체될 수 없다. 본 발명의 바람직한 합금은 Li 함유량이 낮기 때문에 이러한 용융 및 주조공정에 상당한 문제점을 발생시키지 않는다.

Mg을 함유하는 Al-Li 합금은 공지되어 있으나, 이들은 연성 및 인성이 전형적으로 낮다. 하나의 이러한 시스템은 프리들랜더등이 출원한 영국 특허 제 1172736호에 기재된 Al-5Mg-2Li 조성의 연성이 낮고 용접성이 있는 소비에트 합금 01420이다. 이 합금은 중간에서 고강도, 낮은 연성 및 표준 Al 합금보다 높은 탄성율을 구비한 것으로 보고된다.

The Journal of Japan Institute of Light Metals에 나타난 보고서는 Ag, Cu 혹은 Zn 원소 중 한 원소의 미소량이 첨가된 Al-Li-Mg기 합금을 기재하고 있다(1982년 7월에 발생된 Journal of Japan Institute of Light Metals, 제32권 제7호에서 하야시 등이 저자인 첨가 원소에 의해 달라지는 Al-Li-Mg 합금의 시효현상 참조). 저자는 Al-Li-Mg 3원 합금의 시효현상에 개별적인 합금용 첨가원소들의 영향을 연구했다. 저자는 Ag, Cu 혹은 Zn 원소를 결합하지 않았고, 합금에 입도정련 원소도 첨가 않았다.

자가시악(Jagaciak) 등이 출원한 미합중국 특허 제 3,346,370호는 0.01 내지 0.8% Li 소량이 첨가된 Al-Mg기 합금을 기재하고 있다. 이 합금은 최고 0.72%의 Cu 및 최고 0.35% Zn을 또한 함유할 수 있다.

Cu을 함유한 Al-Li 합금은 1950년대에 개발된 합금 2020이 잘 공지되어 있으나, 공정상 어려움, 낮은 연성 및 낮은 파단 인성 때문에 생산력이 떨어진다. 합금 2020은 레바론이 출원한 미합중국 특허 제 2,381,210호에 기재된 범위내에 속하며, 이 합금은 Mg가 없는, 즉 불순물로서 존재하는 Mg의 함량이 0.01% 이하인 합금이다. 레바론이 주장하는 합금은 Cd, Hg, Ag, Sn, In 및 Zn 중 선택된 적어도 한 원소의 존재를 요구한다. 참조문헌은, 아연이 첨가될 때, 첨가된 아연 양의 증가에 따라 취성이 증가하므로 아연 양은 0.5% 이하가 첨가되고 바람직하게는 0.01 내지 0.05%가 첨가된다.

Al-Cu-Li 합금에서 고강도를 수행하기 위하여, 시효공정 전에 냉간가공 단계를 행할 필요가 있고, 전형적으로 주변온도 혹은 주변온도 근처에서 재료를 인장 및/혹은 로울 작업을 포함한다. 냉간가공의 결과로서 생성된 스트레인은 강화된 석출입자에 알맞은 핵생성 자리로서 합금내에 전위를 생성한다. 특히, 종래의 Al-Cu-Li 합금은 높은 강도, 즉 70ksi 최대 인장강도(UTS)를 얻기 위하여 인공시효전에 냉간가공이 행해져야 한다. 이러한 합금의 냉간가공은 Al₂CuLi(T1) 및 Al₂Cu(데에타 프리즘) 석출 입자의 높은 부피비를 얻기 위하여 필요하고, 이들의 표면적 대 부피비가 높기 때문에, Al 고용체내보다 전위상에 핵생성되는 것이 더욱 용이하다. 냉간가공 단계가 없으면, 판상인 Al₂CuLi 및 Al₂Cu 석출 입자의 형성은 지연되고 강도를 상당히 낮춘다. 더군다나, 석출 입자는 높은 표면적에 기인해서 극복해야만 하는 에너지 장벽이 크기 때문에 균일한 핵생성이 쉽게 생성되지 않는다. 냉간가공은, 같은 이유로, 2219와 같은 상용 Al-Cu 합금의 높은 강도를 얻기 위하여 또한 유용하다.

Al-Cu-Li 합금에서 높은 강도를 얻기 위하여 냉간가공에 필요한 것은 특히 단조하는데 있으며, 이 단계에서 용체화처리 및 급냉후에 단조된 부분에 냉간가공을 균일하게 행하는 것은 종종 어렵다. 결과적으로, 단조된 Al-Cu-Li 합금은 전형적으로 냉간가공 되지 않은 특성에 한정되며, 따라서 만족스러운 기계적 성질을 생성하지 못한다.

최근에, Cu 및 Mg을 함유하는 Al-Li 합금이 상업화되고 있다. 이들 합금으로는 8090, 2091, 2090 및 CP 276 합금 등이 있다. 이반스(Evans) 등의 미합중국 특허 제 4,588,553호에서 공개된 8090 합금은 1.0-1.6 Cu, 2.2-2.7 Li 및 0.6-1.3 Mg을 함유하고 있다. 이 합금은 항공기 분야에 적용하기 위해 양호한 내층상 부식성, 우수한 내충격성과 T3 및 T4 상태에서 2024 합금과 같거나 더 큰 기계적 강도를 갖게 설계되었다. 8090 합금은 또한 예비 냉간가공없이 자연시효 감응성을 나타내지만, 본 발명에 의한 합금의 자연시효 감응성만큼 강하지는 않다. 부가적으로, 8090-T6 단조물은 저횡단 연신율을 가진다.

1.8 내지 2.5 Cu, 1.7 내지 2.3 Li, 및 1.1 내지 1.9 Mg 조성의 합금 2091은 고강도 고연성 합금이 되도록 한다. 그러나, 최대 강도를 나타내는 열처리 조건에서 연성은 단 횡단 방향으로는 비교적 낮다. 게다가, 비냉간 가공특성에서 합금 2091에 의해서 얻어진 강도는 냉간가공 특성에서 합금에 의해서 얻어진 강도보다 상당히 낮다.

최근 연구에서, 마치브(Marchive)와 챠루(Charue)는 8090 및 2091 합금이 적당한 높은 종방향 인장강도를 갖는다는 것을 알아냈다(참조. Processing and Properties 4TH INTERNATIONAL ALUMINIUM LITHIUM CONFERENCE, G. Champier, B. Dubost, D. Miannay, and L. Sabetay editors, Proceedings of International Conference, 10-12 June 1987, Paris, France, pp. 43-49). T6 템퍼에서 8090 합금은 67.3ksi의 항복강도 및 74ksi의 인장강도를 가지고, 2091 합금은 63.8ksi의 항복강도(YS) 및 75.4ksi의 인장강도(UTS)를 가진다. 그러나, 8090-T6 및 2091-T6 단조물에서의 강도는 T8 템퍼에서 얻어진 강도보다 낮다. 예를 들면, 8091-T851 압출물에 대한 인장성은 77.6ksi의 YS 및 84.1ksi UTS이며, 2091-T851 압출물에 대한 인장성은 73.3ksi의 YS 및 84.1ksi UTS를 갖는다. 그러나, 본 발명에 의한 Al-Cu-Li-Mg 합금은 냉간 및 비냉간 가공 템퍼 모두에서 종래의 8090 및 2091 합금에 비하여 매우 개선된 성질을 갖는다.

2090 합금은 2.4-3.0 Cu, 1.9-2.6 Li 및 0-0.25 Mg로 이루어져 있다. 상기 2090 합금은 2024 및 7075와 같은 고강도 생성물 대신에 대치한 저밀도로 제조되었다. 하지만 상기 2090 합금의 용접강도는 35-40ksi의 용접강도를 지닌 2219와 같은 종래의 용접성 합금의 용접강도보다 더 낮다. 하기한 바와 같이, T6 템퍼에서 2090 합금은 7075-T73의 강도, 인성 및 내응력 부식 균열성을 일관되게 만족시키지 못한다(참조, First Generation Products-2090, Bretz, ALITHALITE ALLOYS : 1987 UPDATE, J. Kar, S.P. Agrawal, W.E. Quist, editors, Conference Proceedings of International Aluminum-Lithium Symposium, Los Angeles, CA, 25-26 March 1987, pages 1-40). 결과적으로 Al-Cu-Li 합금 2090 단조물의 성질은 7XXX 단조 합금 대신의 사용에 적합하지 않다.

Al-Cu-Li 계에서 Mg의 첨가가 고강도 템퍼(특성)에서 합금강도를 당연히 증가시키는 것은 아니다. 예로서, 8090 합금(공칭 조성 Al-1.3 Cu-2.5 Li-0.7 Mg)은 무 Mg 합금 2090(공칭 조성 Al-2.7 Cu-2.2 Li-0.12 Zr)에 비해 상당히 더 큰 강도를 가지지 않는다. 더욱이, 공칭 조성 Al-4.5 Cu-1.1 Li-0.4 Mn-0.2 Cd의 무 Mg 합금 2020의 강도는 Mg 합금의 8090 합금보다 약간 높다.

Al-Cu-Li-Mg 합금에 관한 많은 특허가 있다. 두보스트(Dubost)의 유럽 특허 제 158,571호는 2.75-3.5 Cu, 1.9-2.7 Li, 0.1-0.8 Mg, 나머지 Al 및 입자 미세화제로 구성되는 Al 합금에 관한 것이다. 상업적으로 CP276으로 알려져 있는 합금은 종래의 2XXX(Al-Cu) 및 7XXX(Al-Zn-Mg) 합금에 비해 높은 기계적 강도 및 6-9%의 저밀도를 가지고 있다. T6 상태에서 두보스트에 의한 CP276 합금의 항복강도는 498 내지 591MPa(72-85ksi)로 높았지만, 상기 합금의 연신율은 2.5 내지 5.5%로 비교적 낮다.

두보스트 등의 미합중국 특허 제 4,752,343호는 1.5-3.4 Cu, 1.7-2.9 Li 1.2-2.7 Mg, 나머지 Al 및 입자 미세화제로 구성되는 Al 합금에 관한 것이다. Cu 대 Mg의 비는 0.5 내지 0.8이다. 상기 합금은 종래의 2XXX 및 7XXX 합금과 비슷한 기계적 강도 및 연성을 갖는다. 두보스트 등의 목적은 2024 및 7475와 같은 종래의 합금에 비해 더 좋은 기계적 강도 및 연성을 가진 합금을 만드는 것이었지만, 획득한 실제 강도/연성 조합은 본 발명의 합금에 의해 얻어진 것보다 낮았다.

메이어(Meyer)의 미합중국 특허 제 4,652,314호는 Al-Cu-Li-Mg 합금에 대한 열처리 방법에 관한 것이다. 상기 방법은 최종 생성물에 양호한 연성 및 등방성을 가지게 한다. 메이어가 획득한 상기 합금의 최고 항복강도는 종축 방향에서 냉간가공 및 인공시효로 인해 504MP(73ksi)인데, 이 항복강도는 냉간가공 및 인공시효로 인한 본 발명에 의한 합금의 항복강도보다 상당히 낮다.

알캔 인터내셔녈사에 양도된 필드(Field)의 미합중국 특허 제 4,526,630호는 Cu 및 Mg을 함유한 Al-Li 합금의 열처리하는 방법에 관한 것이다. 상기 방법은 종래의 균일한 기술을 개조한 것으로서, 적어도 530℃의 온도로 잉곳을 가열하여 상기 금속내에 존재하는 고체 금속간 상(solid intermetallic phases)이 고용체로 될 때까지 상기 온도로 유지하는 것을 포함한다. 그 다음, 상기 잉곳은 냉각되어 로울링, 압출 또는 단조와 같은 후속 가공 열처리에 적합한 생성물을 형성시킨다. 공개한 상기 방법은 잉곳으로부터 종래 Al-Li-Cu-Mg 합금에 존재하는 조잡한 Cu 함유상과 같은 바람직하지 못한 상을 제거하기 위한 것이다.

마이어등이 출원하고 세제두 소시에테 데 트랜스포메이션 데 르'알루미늄페치니에 양도된, 유럽특허출원 제 227,563호는 종래의 Al-Li 합금을 열처리하여서 내층상 부식성에 개선시키는 반면에 고강도를 유지하기 위한 방법에 관한 것이다. 공정은 Al-Li 합금의 균질화, 압출, 용체화처리 및 냉간가공의 단계로 구성되며, 더욱 큰 내층상 부식성을 합금내에 주입시키는 반면에, 고강도 및 내충격성을 유지시킨다. 열처리된 합금은 EB(자연분위기 상태에서 좋은 특성과 일치함) 보다 작거나 같은 EXCO 내층상 부식성 테스트에 민감하고 2024 합금과 비교될 수 있는 기계적 강도를 가진다. 마이어 등은 공지된 열처리를 받을 수 있는 합금을 생성할 수 있는 Al과 결합가능한 합금원소를 광범위하게 나열한다. 기재된 조성범위는 1-4 Li, 0-5 Cu, 및 0-7 Mg를 포함한다. 참조용은 합금원소의 매우 광범위함을 나열한 반면에, 마이어등이 이용할 수 있는 실제 합금은 종래의 합금 8090, 2091, 및 CP 276이다. 그래서, 마이어 등은 새로운 합금성분의 형성을 기재하지 않았으나, 공지된 Al-Li 합금을 처리하는 방법만은 기재하였다. 마이어 등의 처리방법과 일치하여 얻어진 고항복 강도는 냉간가공된 인공시효 조건에서 합금 CP 276(2.0 Li, 3.2 Cu, 0.3 Mg, 0.11 Zr, 0.04 Fe, 0.04 Si, 나머지 Al)의 경우 525㎫(76ksi)이다. 게다가, 마이어 등의 최종 열처리 방법은 Al-Li 합금에서 내층상 부식성을 향상시키며, 이에 의해서 EXCO 내층상 부식성 시험에 대한 민감성은 EB 보다 작거나 같은 비율로 향상된다. 반대로, 본 발명의 합금은 내층상 부식성의 더 나은 수준을 이루기 위하여 최종 열처리 단계를 필요로 하지 않는다.

수미토모 라이트 메탈 인더스트리스 리미티드에 양도된 UK 특허출원 제2,134,925호는 높은 전기저항을 구비한 Al-Li 합금에 관한 것이다. 합금은 선형 모터차 및 핵 융합로와 같은, 즉 유도 전류가 많이 발전되는 구조적 응용에 사용되기에 적합하다. 수미토모의 합금에서 Li의 주기능은 전기저항을 증가시키는 것이다. 참조문헌은, Al과 결합될 때, 큰 전기저항을 구비한 구조용 합금을 생성할 수 있는 합금원소를 광범위하게 기재하고 있다. 기재된 조성 범위는 1.0 내지 5.0 Li과, Ti, Cr, Zr, V 및 W에서 선택된 하나 이상 결정 미세화제와 나머지 Al이다. 합금은 0 내지 5.0Mn 및/혹은 0.05 내지 5.0Cu 및/혹은 0.05 내지 8.0Mg을 더욱 함유한다. 수미토모는 개선된 전기 성질을 구비한다고 하는 Al-Cu-Li 및 Al-Li-Mg 기저 합금성분을 특히 기재한다. 수미토모는 또한 전기저항이 요구된 만큼 증가된 2.7 Li, 2.4 Cu, 2.2 Mg, 0.1 Cr, 0.06 Ti, 0.14 Zr, 나머지 Al 조성인 하나의 Al-Li-Cu-Mg 합금을 기재한다. 수미토모에 의해 설명된 강도는 본 발명의 강도보다 훨씬 아래에 있다. 예를 들어, Al-Li-Cu기 합금에서, 수미토모는 약 35㎏/㎟(24-50ksi)의 인장강도를 가진다. Al-Li-Mg기 합금에서, 수미토모는 약 43-52㎏/㎟(61-74ksi)의 인장강도를 가진다.

린드스트랜드 등에게 허여된 미합중국 특허 제 3,306,717호는 용접용 Al-Zn-Mg기 합금을 용접하기에 알맞은 용가재에 관한 것이다. 용가재는 2 내지 8중량% Mg, 0.1 내지 10중량% Ag, 최고 8중량% Si와 Al로 구성된다. 게다가 용가재는 최고 1.0중량% Mn 및 Cr, 최고 0.5중량% Cu, Ti 및 V, 그리고 최고 0.1중량% Li, Zr 및 B을 각각 포함한다. 린드스트랜드 등에 의해서 제시된 실시예는 Al-5 Mg-0.9 Ag 조성인 용가재이다.

종래의 Al-Cu-Li-Mg 합금은 Cu 함량이 높을수록 밀도증가와 같은 공지된 나쁜 효과를 가져오기 때문에 최대 5중량%까지 Cu의 양을 불변적으로 제한한다. 몬돌로포에 따르면, 5중량% 이상의 Cu 양은 강도를 증가시키지 못하고 파단인성을 감소시키는 경향이며, 내식성을 감소시킨다(몬돌로포 706 내지 707쪽 참조). 이러한 영향은 Al-Cu 공학적 합금에서 Cu의 실제적 고용한계가 거의 5중량%이기 때문에 발생한다고 생각되며, 그래서 약 5중량% 이상 존재하는 Cu는 불필요한 주요 데에타-상을 형성한다. 더군다나, 몬돌로포는 Al-Cu-Li-Mg 4상 합금계에서 Cu의 용해도는 더욱 감소한다고 한다. 그는 Cu 및 Mg의 고용도는 Li에 의해서 감소되고 그래서 얻을 수 있는 시효 경화 및 최대 인장강도를 감소시킨다고 결론 내린다(몬돌로포 641쪽 참조). 그래서, 부가적인 Cu는 용체화 처리동안에 고용체에 고용되지 못하고, 석출 경화를 향상시키지 못하며, 비용해성 데에타-상의 존재는 인성 및 내식성을 낮춘다.

5% Cu 이상을 사용하는 하나의 참조문헌은 클리너에게 허여되고 알코아에 양도된 미합중국 특허 제 2,915,391호이다. 이 참조문헌은 최대 9중량% Cu까지 함유하고 Li, Mg 및 Cd을 포함하는 Al-Cu-Mn 기저 합금을 나타낸다. 클리너는 Mn은 고온에서 높은 강도를 나타내는데 실질적이고, Cd는 Mg 및 Li와 결합하여서, Al-Cu-Mn 계를 실질적으로 강화시킨다고 한다. 클리너는 본 발명의 초경강도, 강력한 자연시효감응성, 몇몇의 기술적 이용 강도 수준에서 고연성, 용접성, 응력부식파단에 저항성 등과 비교될 수 있는 성질을 수행하지는 못했다.

다음의 참조문헌은 합금에 함유되는 부가적인 Al, Cu, Li 및 Mg를 나타낸다; 퀴스트 등에게 허여된 미합중국 특허 제 4,603,029호; 스키너 등에게 허여된 미합중국 특허 제 4,661,172호; 헌트 등이 출원한 유럽특허 출원공고 제 0188762호, 유럽특허 출원공고 제 0149193호; 일본특허 제 J6-0238439호; 일본특허 제 J6-1133358호; 일본특허 제 J6-1231145호. 이러한 참조문헌 중 어느 것도 합금첨가제로서 Ag 혹은 Zn을 기재하지 않았다.

그레이 등에게 허여된 미합중국 특허 제 4,584,173호는 Cu의 양을 최소한으로 포함하는 Al-Li-Mg 기저 합금에 관한 것이다. 이 합금은 2.1 내지 2.9% Li, 3.0 내지 5.5% Mg, 및 0.2 내지 0.7% Cu을 함유한다. 게다가, 그레이 등은 Zn은 0 내지 2.0% 범위로 이 합금에 첨가될 수 있다고 한다.

두보스트 등에게 허여된 미합중국 특허 제 4,758,286호는 0.2 내지 1.6% Cu, 1.8 내지 3.5% Li, 1.4 내지 6.0% Mg을 함유하는 Al기 합금에 관한 것이다. 두보스트 등은 최대 0.35% Zn까지 이 합금에 첨가될 수 있다고 한다. 그러나, Al-Cu-Li-Mg 합금은 어느 것도 실질적으로 두보스트 등에 의해서 Zn을 함유하는 것을 실행되지 못했다고 한다.

밀러에게 허여된 미합중국 특허 제 4,626,409호는 1.6 내지 2.4% Cu, 2.3 내지 2.9% Li 및 0.5 내지 1.0% Mg을 함유하는 합금에 관한 것이다. 밀러는 최대 2.0% Zn이 이 합금에 첨가될 수 있다고 하였지만, 밀러에 의해서 Zn을 함유하는 특별한 합금은 생성되지 않았다.

헌트등에게 허여되고 알코아에 양도된 미합중국 특허 제 4,648,913호는, 참조문헌으로 여기에 제시된 것은, Al-Li 합금의 냉간가공 방법에 관한 것이며, 여기에서 용체화 처리되고 급냉된 합금은 상온에서 3% 이상 인장된다. 합금은 최종 합금 생산물을 생산하기 위하여 인공적으로 시효 처리된다. 헌트등의 방법에 의해서 수행된 냉간가공은 합금의 파단 인성을 적게 일으키거나 감소시키지 않는 반면에 강도를 증가시킨다. 헌트등에 의해서 실용화된 특별한 합금은 공지된 냉간가공 및 시효처리에 관계하는 것을 선택한다. 즉 합금은 냉간가공이 3% 미만인 똑같은 합금에서의 결과와는 달리 이용된 냉간 가공처리(3% 인장 이상)를 받았을 때 파단 인성이 최소로 감소하고 강도는 향상되게 하여야 한다. 헌트 등은, Al과 결합하였을 때, 3% 인장 이상으로 감응하는 합금을 생산할 수 있는 합금 원소의 범위를 넓게 말한다. 공지된 범위는 0.5 내지 4.0%의 Li, 0 내지 5.0%의 Mg, 최대 5.0%까지 Cu, 0 내지 1.0%의 Zr, 0 내지 2.0%의 Mn, 0 내지 7.0%의 Zn 나머지는 Al이다. 헌트 등이 몇몇 합금원소의 매우 넓은 범위를 나타낸 반면에, 3% 인장 이상을 받았을 때 개선된 강도 및 얻어진 파단 인성의 요구된 결합을 실질적으로 나타내는 합금조성의 범위를 제한시킨다. 반대로, 인장의 양이 많음은 본 발명의 합금에서 유익한 성질을 얻기 위하여 요구되지 않는다. 게다가, 본 발명의 합금에서 얻어진 항복 강도는 헌트 등의 합금 조성에서 얻어진 것보다 실질적으로 이상이다. 게다가, 헌트 등은 냉간가공후 합금을 인공시효 처리하는 방법에 자연시효보다 바람직하다고 한다. 반대로, 본 발명의 합금은 상당히 강력한 자연시효감응성을 나타낸다.

조에게 허여되고 알코아에 양도되고, 여기서 참조로 사용되는 미합중국 특허 제 4,795,502호는 개선된 강도 및 파단 인성을 구비한 재결정화 되지 않은 단조용 Al-Cu 시트 생산품의 처리방법에 관한 것이다. 조의 방법에서, 균일화된 Al 합금 잉곳은 적어도 한번의 열간가공 및 냉간 가공되고, 제한된 반복 열처리를 받게 된다. 재가열된 생산품은 용체화 처리되고, 냉각되며 냉간가공 처리되어서 3% 인장 이상의 등가물(equivalent)을 유도하고 인공시효 처리되어서 개선된 강도 및 파단 인성을 구비한 실질적으로 결정화되지 않은 시트 생산품을 제공한다. 최종 생산물은 잘 발달된 입도가 부족한 상당히 가공된 미세구조에 의해서 특징지어진다. 조 참조문헌은 형성된 최종 생산물에 재결정을 방지하는 용체화 처리 전에 조절된 재가열 처리가 추가된다는 점에서 상기 공지된 헌트 등의 참조문헌의 보정이다. 조는 다음 조성범위내의 Al기 합금은 인용된 방법에 적당할 수 있다고 말한다; 0.5 내지 4.0 Li, 0 내지 5.0 Mg, 최대 5.0까지 Cu, 0 내지 1.0 Zr, 0 내지 2.0 Mn, 및 0 내지 7.0 Zn, 헌트 등의 참조문헌에서, 조에 의해서 이용된 특별한 합금은 3% 이상의 냉간가공을 받았을 때 개선된 강도 및 파단 인성의 조합을 나타내도록 분명히 선택된다. 조는 공지된 Al-Li 합금, 2091과 같은 합금에서 강도를 증가시키는 방법을 제공하는 반면에, 얻어진 강도는 실질적으로 본 발명의 합금에서 얻어진 강도보다 낮다. 또한, 조는 인공시효처리가 유익한 성질을 얻기 위하여 그의 방법에 사용되어져야 한다고 한다. 반대로 본 발명의 합금은 인공시효를 필요로 하지 않는다. 오히려, 본 합금은 인공시효가 실시되지 않는 응용분야에 그들의 사용이 허여된 강력한 자연시효감응성을 나타낸다.

1988년 8월 18일에 출원된 미합중국 특허출원 번호 제 07/233,705호의 CIP이고, 여기에서는 참조문헌으로 거론되는, 1989년 3월 23일에 출원된 피켄스 등의 미합중국 특허출원번호 제 07/327,666호는 다음 조성범위를 구비한 Al-Cu-Mg-Li 합금을 공지한다; 5 내지 7 Cu, 0.1 내지 2.5 Li, 0.05 내지 4 Mg, 0.01 내지 1.5 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B 및 TiB₂에서 선택된 입자 미세화제와, 나머지는 Al임. 미합중국 특허출원번호 제 07/327,666호는 또한 3.5 내지 5 Cu, 0.8 내지 1.8 Li, 0.25 내지 1.0 Mg, 0.01 내지 1.5 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B 및 TiB₂에서 선택된 입자 미세화제와, 나머지는 Al인 조성범위를 가지는 Cu 조성이 낮은 Al-Cu-Mg-Li 합금을 나타낸다. 또한 출원번호 제 07/327,666호는 Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Ca 및 Zn과 같은 부수적인 원소를, 단독 혹은 결합하여, 약 0.01 내지 1.5중량% 양으로 첨가할 수 있다.

1987년 8월 10일에 출원된 미합중국 특허출원번호 제 07/083,333호의 CIP이고, 여기에서 참조문헌으로 인용된, 1989년 3월 23일에 출원된 피켄스 등의 미합중국 특허출원번호 제 07/327,927호는 0 내지 9.79 Cu, 0.05 내지 4.1 Li, 0.01 내지 9.8 Mg, 0.01 내지 2.0 Ag, 0.05 내지 1.0 Zr, Cr, Mn, Ti, B, V, Hf 및 TiB₂에서 선택된 입자 미세화제, 및 나머지는 Al인 조성범위를 함유한 Al-Cu-M-Li-Ag 합금을 나타낸다. Zn 혹은 Ge, Ti, Cd, In, Be, St, Sc, Y, 및 Ca 원소 중 어느 하나가 Al-Cu-Mg-Li-Ag 합금에 첨가되는 응용은 제 07/327,927호에 나타나 있지 않다. 본 발명에 따르면, Zn 첨가는 출원번호 제 07/327,927호에 나타난 합금내 함유되는 Ag 양을 감소시키곤 한다. 그래서, Zn은 Ag 양에 대체되며 따라서 원가를 감소시킨다. 인장 성질은 본 발명의 합금에 함유되는 Zn에서 향상된다. 따라서, 응력 분식 내균열성은 개선된다.

[발명의 요약]

본 발명의 목적은 새로운 Al기 합금 조성을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 탁월한 자연 시효성질을 구비하고 T3 냉간가공을 하고 T4 냉간가공은 행하지 않으며 고연성, 용접성, 월등한 저온 성질, 및 양호한 고온특성을 구비한 Al기 합금을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 비냉간 가공된, 인공시효 T6 특성에서, 고연성, 용접성, 탁월한 저온성질 및 좋은 고온 특성과 같은 개선된 성질을 실질적으로 구비한 Al기 합금을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 고연성, 용접성, 뛰어난 저온 특성, 좋은 고온 성질, 및 응력 부식 내균열성과 함께 초고강도와 같은 뛰어난 T8 특성을 구비한 Al기 합금을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 Cu의 약 1 내지 7중량%, Li의 약 0.1 내지 4중량%, Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca에서 선택된 적어도 한 원소의 0.01 내지 4중량%, Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂에서 선택되고 결합된 결정 미세화제의 약 0.01 내지 2중량% 및 나머지 Al과 불가피한 불순물로 구성된 Al기 합금을 제공하는 것이다.

본 발명 다른 목적은 Cu의 약 1 내지 7중량%, Li의 약 0.1 내지 4중량%, Zn의 약 0.01 내지 4중량%, Mg의 약 0.05 내지 3중량%, Ag의 약 0.01 내지 2중량%, Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂에서 선택되고 결합된 결정 미세화제의 약 0.01 내지 2중량%, 및 나머지 Al과 불가피한 불순물로 구성된 Al기 합금을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 Cu, Li, Mg, Ag을 포함하고, Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca에서 선택된 적어도 한 원소와 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, 및 TiB2에서 선택된 적어도 하나의 입자 미세화제와 나머지 Al과 불가피한 불순물로 구성되고, Cu 대 Li의 무게 중량비가, 예를 들면 2.5 혹은 3.0 보다 높은 정도로, 상대적으로 높은 Al기 합금을 제공하는 것이다.

조성단위를 달리 기재되지 않으면, 모든 조성은 중량%이다.

[도면의 간단한 설명]

제1도는 본 발명의 냉간가공된 합금을 강도 및 인장 대 시간을 시효곡선으로 도시한 그래프이다. 합금은 4.75% Cu, 1.3% Li, 0.5% Zn, 0.4% Mg, 0.4% Ag, 0.14 Zr, 및 나머지 Al 조성이다.

제2도는 냉간가공 되지 않은 조건에서 같은 합금을 강도 및 인장 대 시간을 시효곡선으로 도시한 그래프이다.

[발명의 상세한 설명]

본 발명의 합금은 여러 성분들(Al, Cu, Li, Mg, Ag)과 Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca으로 이루어진 그룹에서 선택된 하나 이상의 원소와, Zr, Ti, Cr, Mn, B, Nb, V, Hf 및 TiB₂및 이들 복합물로 이루어진 그룹에서 선택된 입자 미세화제로 구성된다. 이러한 원소들은 다음과 같은 범위; 1 내지 7% Cu, 0.1 내지 4% Li, 0.05 내지 3 Mg, 0.01 내지 2 Ag, 0.01 내지 4% X, 0.01 내지 2% 입자 미세화제, 나머지 Al 및 불가피한 불순물과 함께 존재한다(여기에서 X는 Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y, Ca 혹은 이들의 복합체를 의미한다). Zn은 Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca의 상기 기재된 단체에서 가장 바람직한 합금용 첨가제이다. 그러므로, 본 발명은 원소(Zn)를 포함하는 합금조성에 주로 초점을 맞출 것이다. 그러나, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca인 합금용 첨가제의 사용은 본 발명의 범위내이며, 이러한 원소들의 하나 이상과 Zn을 부분적 혹은 전체적으로 교체할 수 있음을 이해해야 한다. 본 발명에 따라서, 바람직한 조성범위는 약 3.0 내지 6.5 Cu, 약 0.5 내지 2.6 Li, 약 0.05 내지 2 Zn, 약 0.1 내지 0.5 Mg, 약 0.05 내지 1 Ag, 0.05 내지 0.5 입자 미세화제, 및 나머지 Al이다. 보다 바람직한 범위는 약 3.0 내지 5.5 Cu, 약 0.8 내지 2.0 Li, 약 0.2 내지 1.5 Zn, 약 0.2 내지 0.8 Mg, 약 0.1 내지 0.5 Ag, 약 0.08 내지 0.2 입자 미세화제, 및 나머지 Al이다. 가장 바람직한 범위는 약 4.0 내지 5.0 Cu, 약 1.0 내지 1.6 Li, 약 0.25 내지 0.75 Zn, 약 0.3 내지 0.5 Mg, 약 0.1 내지 0.4 Ag, 약 0.08 내지 0.2 입자 미세화제, 및 나머지 Al이다. 바람직한 입자 미세화제는 Zr 및 Ti을 포함하며, Zr은 잠재적인 재결정화 억제제로서 작용되므로 Zr이 가장 바람직한 입자 미세화제가 될 수 있다. Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca가 Zn 대신에 혹은 이에 부가하여 사용된다면, 이러한 원소들의 총중량 분율은 약 0.01 내지 4%의 상기 기재된 넓은 범위내로 된다. Zn이 약 0.05 내지 2%의 바람직한 범위내에 존재할 때, 본 발명의 합금은 Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca 원소들의 적어도 하나의 0.01 내지 1.5%인 바람직한 범위내의 조성을 더욱 포함한다. 표 1은 본 발명의 합금에 적합한 조성범위를 목록화 한다.

Al과 병합된 Si 및 Fe와 같은 불가피한 불순물은 존재할 수 있고, 특히 합금이 주조, 압연, 단조, 프레스 압출 혹은 다른 가공이 행해지고 열처리될 때 존재할 수 있다.

본 발명에 따르면, Cu을 약 1 내지 7%의 상당히 높은 농도 및 바람직하게는 3% 이상의 농도로 첨가함은 종래의 Al-Li 합금보다 증가된 인장강도 및 항복강도가 생성된다. 3.5% 이상 Cu을 첨가함은 합금의 용접성을 향상시키기 위하여 필요하며, 용접성은 4.5% 이상 Cu을 첨가하므로서 극히 좋아진다. 용접성은 응고 열간 균열에 대한 저항성으로서 정의된다. 약 3.0% 이상의 구리 농도는 인공 시효된 특성에서 석출 입자를 강화시키는 Tl(AlCuLi)의 높은 부피분율을 형성하기 위한 Cu의 충분한 양을 공급하기 위하여 또한 유용하다. 이러한 석출입자는 종래의 Al-Li 합금에서 얻어진 강도 이상으로 본 발명의 합금 강도가 증가되도록 작용한다. 3.0% 이상의 Cu 농도가 바람직한 반면에, 약 1%까지 Cu의 양을 낮추어 사용될 수 있다. 즉, 밀도를 줄이는 것이다. 게다가, 7%까지의 Cu 농도가 본 발명의 광범위한 조성범위내에 주어진 반면에, 비록 7% 이상의 부가적인 Cu는 내식성 및 파단인성을 감소시키고 밀도를 증가시키지만, 이 양을 넘는 것도 가능하다.

본 발명의 합금내에 Li의 사용은 종래의 Al 합금상에 상당한 밀도 감소를 허용한다. 또한 Li는 강도를 증가시키고 탄성율을 개선시킨다. 유익한 물리적 및 기계적 성질은 약 0.1 내지 4%의 Li 농도로 수행될 수 있다. 0.1% 이하이면, 밀도의 상당한 감소는 실현되지 못한 반면에, 4% 이상이면, Li의 용해도를 넘게된다. 인장강도는 약 0.9 내지 1.6%의 Li 함량에서 최대화되지만, 강도는 이 함량 이상 및 이하에서 감소된다. 최대강도는 약 1.1 내지 1.4% 범위내에 있다. 밀도를 한정하는 분야의 경우, Li의 높은 비율 즉, 1.8 혹은 2.0% 이상은 비록 강도를 떨어뜨리지만 밀도를 감소하는데 사용될 수 있다.

Cu 대 Li의 높은 중량% 비는 개선된 특성을 제공하기 위하여 본 발명의 합금에 사용될 수 있다. 예를 들면, 약 2.5 혹은 3.0 보다 큰 Cu 대 Li의 중량% 비는 T8 특성에서 석출입자를 강화시키는 T1의 부피분율을 크게 하기 위하여 0.8% 이상의 Li 함량을 포함하는 합금에 사용될 수 있다.

본 발명의 합금에서 Zn의 첨가는 인장성질을 상당히 증가시킨다. 예를 들면, 강도 및 짧은 횡방향 연성이 어떤 템퍼에서 증가된다. 또한 Zn의 첨가는 내식성을 증가시킨다.

Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및/혹은 Ca의 첨가는, 예를 들면, 석출입자의 핵생성 및 미립화를 돕는다.

본 발명의 합금에 Mg을 첨가함은 핵생성을 향상시키며, 이에 의해서 강도를 증가시킨다. 또한 Mg는 선행 냉간가공없이 자연시효를 향상시킨다. 본 합금의 인장강도는 Mg 함량에 따라서 변화될 수 있다. 바람직한 물리적 및 기계적 특성은 0.05 내지 3%의 Mg 함량에서 수행되고, 최고 강도는 일반적으로 약 0.2 내지 0.8%의 범위내에 존재한다.

본 발명의 합금에 Ag을 첨가함은 용접성을 향상시키고 어느 정도 강도를 증가시킬 수 있다. 가장 높은 강도는 약 0.1 내지 0.4%의 Ag 농도를 본 합금에 첨가함으로써 수행될 수 있다.

본 발명에 따르면, 여러 합금은 표 2에서 나타난 것처럼, 다음과 같은 조성으로 제조된다.

상기 기재된 합금(Ⅰ 내지 Ⅸ)은 다음 방법을 사용하여 주조되고 압출된다. 성분들은 불활성 Ar 분위기 하에서 유도 용해되고 직경 160㎜로 주조되어서 23㎏(50lb) 빌렛이 된다. 빌렛은 두단계 균질화 처리를 사용하여서 이곳의 조성이 균일하게 영향을 받도록 하기 위하여 균질화된다. 첫 번째 단계에서, 빌렛은 16시간 동안 454℃(850℉)에서 가열되어서 저용융상을 고용체로 용입하며, 두 번째 단계에서, 8시간 동안 504℃(940℉)에서 가열된다. 단계 Ⅰ은 주조용 구조에서 처럼 형성된 비평형 저용융상의 융점보다 아래에서 수행되는데, 그 이유는 이러한 상의 용융은 잉곳 기공 및/혹은 불량한 가공성을 생성할 수 있기 때문이다. 단계 Ⅱ는 조성을 균질화하기 위하여 확산이 빨리 이루어지도록, 용융없이 높은 실질적인 온도에서 수행된다. 빌렛은 표피제거 가공되고 거의 370℃(700℉)에서 25㎜/s의 속도로 압출 되어서 10㎜×102㎜단면적을 가진 직사각형의 바를 생성한다. 합금은 균열 혹은 표면파손 없이 잘 압출된다. 직사각형 압출품은 1시간 동안 504℃(940℉)에서 실질적으로 용체화 처리되어서 수냉된다. 압출품의 어떤 부분은 약 3% 정도 늘어난다. 이러한 인장 스트레이트 공정은 압축폼을 직선화시키고 또한 냉간 가공한다. 어떤 부분은, 냉간가공의 유무에 관계없이, 거의 20℃(68℉)에서 자연시효된다. 다른 부분은 160℃(320℉)에서 냉간 가공되거나, 180℃(336℉)에서 냉간 가공되지 않거나, 자연시효된다.

위에 목록된 합금 Ⅹ-ⅩⅣ은 다음 방법을 사용하여 주조되고 압연된다. 원소들은 불활성 Ar 분위기 하에서 유도 용융되고, 30파운드의 잉곳을 만들기 위해서 주조된다. 잉곳은 시간당 50℉의 속도로서 점차적으로 가열되므로써 24시간동안 499℃(930℉)에서 균질화된다. 균질화된 잉곳은 5인치 단면 롤링 스톡에 의해서 약 3.25인치 정도 표면가공되고 482℃(900℉) 내지 371℃(700℉) 온도범위에서 공칭 0.5인치 두께 게이지판으로 로울된다. 가공된 판은 1시간 동안 504℃(940℉)에서 용체화 처리되고 수냉된다. 어떤 판은 3% 정도 인장되고 160℃(320℉)에서 24시간 동안 인공 시효되어서 T8 특성을 지닌 판을 생산한다. 다른 판은 인장없이 177℃(350℉)에서 인공 시효되어서 T6 특성을 구비한 판을 생산한다.

참조를 위해서, 시효처리의 다양한 조합 및 냉간가공의 존재 혹은 부재의 특성 기호는 표 3에 나타냈다.

* 첨부숫자는 T81과 같이 표준 특성 기호 뒤에 나타나며, 이것은 T8 특성의 특별한 형태를, 어떤 시효온도 혹은 어느 정도의 시간을 간단히 나타낸다.

** T4 혹은 T6 특성은 기하학적 보존효과를 위하여 냉간 가공될 수 있고, 이러한 냉간가공은 개별적인 시효성질에 상당한 영향을 미치지 않는다.

표 4는 본 발명의 조성Ⅱ 합금에 적합한 자연 시효된 인장특성을 나타낸다. 다른 방법으로 기술되지 않는다면, 본표에 기재된 인장특성은 세로방향(L)에서 얻어진다. 어떤 경우에, 긴 횡방향(LT)에서의 특성이 또한 주어지고 이와 같이 예정된다.

상기 작성된 특성에 의하여 명백해진 것처럼, 본 발명의 조성Ⅱ 합금은 현상학적 자연 시효감응성을 나타낸다. 선행 냉간 가공없이 자연 시효 조건에서 조성Ⅱ의 인장특성, 즉 T4 특성은 선행 냉간 가공없이 자연 시효된 조건, 즉 완전 열처리 조건 혹은 T8 특성에서 합금 2219의 인장특성보다 월등하다. 이러한 예외적인 자연 시효 감응성은 선행 냉간 가공없이 존재한다는 것이 중요한데, 그 이유는 이것이 용접 강도를 증가시키기에 적합한 매개체를 제공하고 냉간 가공의 유도가 실시되지 않는 단조 공정 때문이다. 2219-T81, 현행 표준공간 합금의 압출에 적합한 핸드북 특성 최소값은 44.0Ksi YS, 61.0Ksi UTS 및 6% 인장이다. T81 특성은 조성Ⅱ 합금과 비슷한 형상의 2219 압출품에 적합한 가장 큰 강도의 표준형 특성이다. 자연시효 특성에서 조성Ⅱ는 또한 고강도 T81 특성에서, 주요한 항공기용 합금 중 하나이고, 58Ksi YS, 66Ksi UTS 및 5% 인장 핸드북 최소값을 구비한 합금 2024 이상의 유리한 특성을 구비한다. 합금 2024는 자연시효감응성, 즉 T42를 나타내지만 조성Ⅱ의 특성보다는 훨씬 못하다. 종래의 합금 2024 및 2219 보다 월등한 조성 Ⅱ의 특성은 표 5에 나타나 있다. 조성Ⅱ의 자연시효(T3 및 T4) 조건은 합금 2024의 T4 특성 뿐만 아니라 종래의 2219 및 2024 합금의 최적 고강도 T8 특성과 비교되어진다는 것은 강조되어져야 한다.

시효연구는 최대강도 부근(near-peak strength)이 다음과 같은 조건으로서 기술적 실시 기간 동안 얻어질 수 있다는 것을 나타낸다; 인장된 재료의 경우 약 160℃ 혹은 인장되지 않은 재료의 경우 약 180℃ 저온은 냉간가공에 의해서 생성된 전위가 시효현상을 가속시키기 때문에 인장된 재료에 선택된다. 그러나, 이러한 온도들은 변할 수 있다.

인공시효 조건에서, 본 발명의 합금은 초고강도를 얻는다. 특히 중요한 것은 100ksi 이상의 최대 인장강도로 5% 인장은 T8 및 T6 특성에서 얻어질 수 있다. 이것은 본 발명의 합금에서 초고강도를 얻기 위하여 냉간가공이 필요하지 않는 것을 의미하며, 전형적으로는 종래의 2XXX 합금계열이다. 사실상, 로크웰 B 경도(이러한 합금에 적합한 최대 인장강도와 거의 일대일로 일치하는 합금경도 측정)는 충분한 시효를 한 후 냉간가공(인장)의 양과 무관하게 본 발명에 거의 동일한 최대값에 도달하다. 이것은 항공 및 우주항공 하드웨어와 관계되는 제조공정에 상당한 여유를 제공한다. 부가적으로, 25%까지 및 그 이상의 연신은 어떤 시효중인 즉 본래의 특성에서 수행된다. 이와 같은 고연성 특성(템퍼)은 광범위한 냉각 형성한계 때문에 우주항공용 구조성분을 제조하는데 상당히 유용화될 수 있다.

표 6은 본 발명의 다양한 합금에 알맞은 인공시효 처리된 인장성질을 나타낸다.

제1도는 냉간가공된 조건에서 조성Ⅱ 합금의 시효감응성을 나타낸다. 최대 인장강도, 항복강도, 및 연신은 160℃에서 시효시간에 대해서 그린 그래프이다. 그래프의 가장 왼쪽의 값, 즉 시간 = 0,는 자연 시효 처리된 특성(T3)을 나타낸다. 제2도는 냉간 가공되지 않은 조건에서 조성Ⅱ 합금의 시효감응성을 나타낸다. 최대 인장강도, 항복강도, 및 연신은 180℃에서 시효시간에 대해서 그린 그래프이다. 자연시효 처리된 특성(T4)은 그래프의 좌측면에 나타낸다.

일반적으로 약 4.0 내지 5.5Cu, 약 0.9 내지 1.6Li, 약 0.2 내지 1Zn, 약 0.2 내지 0.5Mg, 약 0.1 내지 0.5Ag, 약 0.05 내지 0.5 입자 미세화제, 및 나머지 Al인 범위의 조성을 구비한 본 발명에 따라서 생산된 합금은 세로의 강도 및 인장이 상당히 유용하다. 예를 들면, T3 특성에서 상기 언급된 조성 범위의 합금은 약 50 내지 70ksi의 세로 항복강도 범위 약 65 내지 88ksi의 세로 최대인장강도 범위 및 약 8 내지 25% 범위의 세로연신을 나타낸다. T4 특성에서, 이 조성범위내의 합금은 약 55 내지 70ksi의 세로 항복강도범위, 67 내지 100ksi의 세로 최대인장강도범위 및 약 8 내지 25%의 세로연신 범위를 나타낸다. 부가적으로, T6 특성에서, 이러한 합금은 약 70 내지 110ksi의 세로 항복강도 범위, 약 80 내지 118ksi의 세로 최대인장강도 범위 및 약 1 내지 10%의 연신범위를 나타낸다. 게다가, T8 특성에서, 상기 조성 범위의 합금은 약 70 내지 110ksi의 항복강도 범위, 약 80 내지 113의 최대인장강도 범위, 및 약 2 내지 15%의 연신범위를 나타낸다. 자연시효 처리된 특성(T3 및 T4)에서 기재된 성질은 기술적으로 실제 시효시간, 즉 600 내지 1200시간에 알맞고, 강도는 자연시효기간이 길수록 증가된다. 또한, 높은 감소비, 즉 높은 압축비의 가공에 의하여 냉간가공된 특성(T3 및 T8)에서 상기 기재된 항복강도 및 최대인장강도는 증가한다.

본 발명의 합금은 상업적 규모의 생산계획에 의해서 쉽게 제조될 수 있다. 예를 들면, 10,000파운드의 잉곳은 다음 방법을 사용하여서 주조된다. 4.3중량% Cu, 1.21중량% Li, 0.56중량% Zn, 0.37중량% Mg, 0.37중량% Ag, 및 0.14중량% Zr을 포함하고, 나머지는 실질적으로 Al과 불가피한 불순물로 이루어진 Al 합금은 12x45inch인 거의 10,000 파운드 잉곳으로 주조된다. 잉곳은 로에서 471℃(880℉)의 온도에서 8시간 동안 균질화 처리되고 499℃(930℉)의 온도에서 36시간 동안 처리된 다음 공냉된다. 잉곳은 표면 가공되고 10인치 두께, 40인치 너비 및 135인치 길이로 절단된다. 그리고 잉곳은 로에서 2시간 동안 482℃(900℉)의 온도에서 예열되고 0.5인치 게이지 판으로 열간 롤링된다. 판은 504℃(940℉)에서 1.5시간 동안 용체화 처리되고 즉시 수냉처리된다. 그리고 판은 상온에서 롤링 방향으로 6% 인장된다. 인장된 후 154℃(310℉)에서 4시간 및 8시간동안 인공시효 된다. 소형 인장시편에 의한 인장실험 결과 및 파단 인성시험 결과는 표 7에 기재되어 있다. 기계적 특성값은 평균치이다.

*W-6 소형 인장시편이 사용됨.

어떤 처리단계는 본 발명의 합금 생산물의 생산을 나타낸 반면에 이러한 단계들은 다양하게 요구된 결과를 얻기 위하여 수정될 수 있다. 예를 들면, 인공 시효시간 및/혹은 온도는 변할 수 있고, 균일화 시간 및/혹은 온도는 바뀔 수 있으며, 수행된 냉간가공양은 바뀔 수 있다. 그래서, 주조, 균질화, 가공, 열처리 및 시효를 포함하는 단계들은 바뀌거나, 혹은 부가적인 단계가 추가될 수 있어서, 형성된 최종 생산물의 기계적 및 기계적 성질에 영향을 준다. 강화 석출물의 형태, 크기 및 분포는, 처리기술에 따라서 어느 정도까지 조절될 수 있다. 또한 최종 생산물의 입자 크기, 입자 종횡비 및 재결정량은 어느 정도까지 조절될 수 있다. 부가적으로, 생산하는 동안, 시효온도 및 시효시간은 생산율을 증가시키기 위하여 변화될 수 있다. 그러므로, 본 명세서에 기재된 처리기술에 부가하여, 다양한 보완이 본 발명의 합금생산에 사용될 수 있다.

주조기술에 의해서 본 합금의 잉곳 및 빌렛의 형성이 바람직한 반면에, 합금은 또한 미소입자를 통합해서 빌렛형으로 만들 수 있다. 분말 및 입자물질은 애터마이제이션(atomization), 기계합금, 및 용융스피닝(melt lpinning)과 같은 처리에 의해서 생산될 수 있다. 이런 분말 처리기술은 합금내에 존재하는 입도조정 및/혹은 합금성분의 레벨을 증가시키는 것이 가능하다. 예를 들면, Zr의 레벨은 2 혹은 3중량%, 혹은 그 이상으로 증가될 수 있다.

압출, 단조, 롤링, 과소성 성형(super plastic forming) 및 반 고형성형과 같은 종래의 금속 성형기술에 부가하여, 본 발명의 합금은 스프레이 성형(spray forming), 애터마이제이션, 스플래트 냉각(splat cooling), 용융스피닝(melt spining), 등을 포함하는 금속 고체화처리를 할 수 있다. 적절한 스프레이 성형기술은 오스프라이 처리(Osprey processing) 및 액체 동적 압축(liquid dynamic compaction)을 포함한다.

본 발명의 합금은 용접에 알맞은 특성을 가진다. 냉간 가공없이 고강도를 얻을 수 있는 능력은 냉간가공이 종종 실시되지 않는 용접작업에 유리하다. 또한, 본 합금의 강한 자연시효 감응성은 용접작업 후 인공시효가 실시되지 않는 용접분야에 사용된다. 본 합금은 용접중에 발생할 수 있는 고온균열에 대한 저항이 극히 높고, 종래의 용가재 및 모용가재를 사용하여 용접될 수 있거나 수정이 가능하다. 본 합금의 용접성을 예시하기 위하여, 조성Ⅱ판은 5.0중량% Cu, 1.3중량% Li, 0.4중량% Mg, 0.4중량% Ag, 0.14중량% Zr, 0.1중량% Ti 및 나머지가 Al인 조성을 가지는 Al기 용가재 와이어로 용접된다. 상당히 제한된 원 패스 가변성 다수 플라즈마 아크(one pass VPPA) 용접은 5.5ipm 여행속도 및 50ipm 와이어 주입속도로 60A 전류 및 20V 전압에서 수행된다. 조성Ⅱ 합금은 내재된 높은 억제에도 불구하고 고온균열 없이 쉽게 용접된다.

VPPA, 가스 텅스텐아크, 가스금속아크, 전자 빔, 마찰 등과 같은 종래의 용접기술은 본 발명의 합금을 용접하는데 적당하다.

본 합금, 특히 약 4 혹은 4.5% 이상의 Cu를 함유하는 합금들은 용접용 용가재로서 사용되기에 적절하다. 그래서 본 합금은 종래의 Al기 합금 뿐만 아니라 본 발명에 의한 합금을 포함하는 Al기 합금을 용접하기 위한 용접용 용가재로서 사용될 수 있다. 용접용 합금으로서 본 합금의 사용을 예시하기 위하여, 용접시험은 조성Ⅱ판을 사용하여 수행된다. 원둘레 용접시험(circular-patch test)이라고 공지된 시험은, 합금판상에 원형용접을 하여서 용접부에 균열길이를 측정한다. 이러한 모양은 주로 응고 고온균열을 일으키는 응고형 용접을 상당한 정도까지 억제한다. 2인치 직경 원형 자생 용접은 조성Ⅱ 합금의 약 3/8인치 두께판 위에 설치된다(판위의 비드). 조성Ⅱ 용기재에 생성된 균열이 없다. 즉 균열길이=0, 이라는 조성Ⅱ 합금은 용접용 합금으로서 적절하다는 것을 나타낸다. 반대로, 상업용 합금 2090 용접부에 약 0.5㎝의 균열 길이와 2091 용접부에 약 1.5㎝의 균열길이를 발생시킨다.

본 발명의 합금이 용접 용가재로서 사용될 때, 조성은 약 4.0 내지 6.5중량% Cu, 약 0.5 내지 2.6중량% Li, 약 0.05 내지 2중량% Zn, 약 0.05 내지 0.8중량% Mg, 약 0.05 내지 1중량% Ag, 약 0.01 내지 2중량% 입자 미세화제가 적절하며, 상기 입자 미세화제는 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB및 이들의 복합물에서 선택되며, 상기 합금의 나머지 조성은 Al이다. 바람직한 용접용 합금조성은 약 4.5 내지 6중량% Cu, 약 0.8 내지 1.6중량% Li, 약 0.25 내지 0.75중량% Zn, 약 0.2 내지 0.5중량% Mg, 약 0.1 내지 0.4중량% Ag, 약 0.05 내지 0.5중량% 입자 미세화제이며, 상기 입자 미세화제는 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, Nb, V, B, TiB및 이들의 복합물에서 선택되며, 상기 합금의 나머지 조성은 Al이다. Zr은 가장 바람직한 입자 미세화제이다. Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y 및 Ca에서 선택된 작은 양의 첨가제는 또한 예를 들면, 핵 생성제로서 작용하기 위하여 상기 기재된 용접용 합금조성에 첨가될 수 있다. 이러한 첨가제는 약 0.01 내지 0.5% 정도 첨가될 수 있다.

본 발명의 합금은 300℉((149℃) 및 그 이상의 온도에서 우수한 고온 특성을 보유하며, 강도도 상당하며 인장도 잘된다.

본 발명의 합금은 또한 우수한 저온특성을 보유한다. 저온에서의 강도는 본 합금의 상온에서의 강도 이상으로 증가된다. 게다가, 유용한 인장량은 저온에서 얻어진다. 저온은 -320℉(-196℃) 및 -80℉(-68℃)이다. 본 발명의 합금에서 얻어진 우수한 저온 특성은 저온합금이 연료저장 및 산화물 저장에 필요한 공간분야에 중요하게 된다.

고강도 Al 합금은 전형적으로 다양한 형태의 부식에 대한 저항력이 낮고 특히 응력부식 균열에 대한 저항력이 낮으므로 많은 하이테크 합금의 유용성을 제한한다. 반대로, 본 발명의 합금은 응력부식 균열에 대한 우수한 저항성을 구비한다. 게다가, 본 합금은 내층상 부식성을 예시하기 위하여, 부식연구는 조성Ⅱ 합금에 수행된다. 조성Ⅱ 합금인 10개의 시편은 냉간가공되고, 인공 시효되며(5개 시편은 160℃에서 시효처리, 5시편은 160℃에서 16시간 시효처리), ASTM 표준 G49에 따라서, 준비되고, 긴 횡방향에서 70ksi로 부하된다. ASTM 표준 G44에 따라 50분동안 건조하게 노출시키고 10분동안 3.5% NaCl 용액에 적시는 것을 교번시키는 교번 침지시험을 하게된다. 모든 시편이 보통 40일간 시험(ASTM 표준 664)을 견디는 것은 응력부식 균열에 대한 상당히 강한 저항성을 나타낸다. 이것은 2024 및 2014와 같은 기존의 우주항공용 합금의 항복응력 이상인 응력에서 우수한 응력부식 균열을 증명하기 때문에 중요하다.

본 발명의 합금의 비예측적인 고특성을 얻기 위하여, 상업용 합금 2091 및 cp276에 표 1에서 나타난 양으로 Zn 및 Ag을 첨가한다. 본 발명의 조성ⅩⅡ 및 ⅩⅢ는 최근의 상업화된 Al-Li 합금 2090에 Zn, Ag, 및 Mg의 첨가를 나타내는 것을 알 수 있고, 조성 ⅩⅣ는 상업용 합금 8090에 Zn 및 Ag의 첨가를 나타낸다. 같은 방법으로, Zn 및 Ag 첨가는 합금 2091 및 CP276에 첨가된다. 따라서 이러한 첨가는 본 발명의 범위내에 고려된다.

본 발명의 상술한 설명으로부터 당업자에 의해서 다양한 개량, 변화 및 응용이 이루어질 수 있으며, 이러한 것은 첨부의 청구범위에 의해서 논의된 본 발명의 사상 및 범위내에 있다.

Claims

1 내지 7중량% Cu, 0.1 내지 4중량%의 Li, 0.01 내지 4중량%의 Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr 및 Ca로 구성되는 그룹에서 선택된 하나 이상의 원소, 0.05 내지 3중량%의 Mg, 0.01 내지 2중량%의 Ag, 0.01 내지 2중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물로 이루어진 그룹에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al 및 불가피한 불순물로 구성된 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, Cu 조성은 3.0 내지 6.5%이며, Li 조성은 0.5 내지 2.6%이며, Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr 및 Ca 중에서 선택된 원소의 전체 조성은 0.05 내지 2%이며, Mg 조성은 0.1 내지 1.5%이며, Ag 조성은 0.05 내지 1%이며, 그리고 입자 미세화제 조성은 0.05 내지 0.5%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, Cu 조성은 3.5 내지 5.5%이며, Li 조성은 0.8 내지 2.0%이며, Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr 및 Ca에서 선택된 원소의 전체 조성은 0.2 내지 1.5%이며, Mg 조성은 0.2 내지 0.8%이며, Ag 조성은 0.1 내지 0.5%이고, 입자 미세화제 조성은 0.08 내지 0.2%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, Cu 조성은 4.0 내지 5.0%이며, Li 조성은 1.0 내지 1.6%이며, Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr 및 Ca에서 선택된 원소의 전체 조성은 0.25 내지 0.75%이며, Mg 조성은 0.3 내지 0.5%이며, Ag 조성은 0.1 내지 0.4%이고, 입자 미세화제 조성은 0.08 내지 0.2%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, 입자 미세화제는 Zr, Ti 혹은 이들의 복합물로 구성되는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, 상기 Zn, Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr 및 Ca로 구성되는 그룹 중 0.01 내지 4중량% Zn을 포함하는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, 입자 미세화제가 Zr을 구비하는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제7항에 있어서, 입자 미세화제는 Ti를 더 구비하는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, 입자 미세화제 조성범위가 0.05 내지 0.5중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, 입자 미세화제 조성범위가 0.08 내지 0.2중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Cu 조성범위는 3.0 내지 6.5중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Cu 조성범위는 3.5 내지 5.5중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Cu 조성범위는 4.0 내지 5.0중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Li 조성범위는 0.5 내지 2.6중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Li 조성범위는 0.8 내지 2.0중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Li 조성범위는 1.0 내지 1.6중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Zn 조성범위는 0.05 내지 2중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Zn 조성범위는 0.2 내지 1.5중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Zn 조성범위는 0.25 내지 0.75중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Mg 조성범위는 0.1 내지 1.5중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Mg 조성범위는 0.2 내지 0.8중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Mg 조성범위는 0.3 내지 0.5중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Ag 조성범위는 0.05 내지 1중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Ag 조성범위는 0.1 내지 0.5중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, Ag 조성범위는 0.1 내지 0.4중량%임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제6항에 있어서, 합금은 Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y, Ca 및 이들의 복합물로 이루어진 그룹에서 선택된 0.01 내지 1.5중량%의 한 원소를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, 3.0 내지 6.5중량%의 Cu, 0.5 내지 2.6중량%의 Li, 0.05 내지 2중량%의 Zn, 0.1 내지 1.5중량%의 Mg, 0.05 내지 1중량%의 Ag, 0.01 내지 2중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, 3.5 내지 5.5중량%의 Cu, 0.8 내지 2.0중량%의 Li, 0.2 내지 1.5중량%의 Zn, 0.2 내지 0.8중량%의 Mg, 0.1 내지 0.5중량%의 Ag, 0.01 내지 2중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 Al기 합금

제1항에 있어서, 4.0 내지 5.0중량%의 Cu, 1.0 내지 1.6중량%의 Li, 0.25 내지 0.75중량%의 Zn, 0.3 내지 0.5중량%의 Mg, 0.1 내지 0.4중량%의 Ag, 0.01 내지 2중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al로 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, Cu는 4.0 내지 5.0중량%로 구성되고, Li은 1.0 내지 1.6중량%로 구성되고, 입자 미세화제는 0.08 내지 0.2중량%로 구성되는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, 4.0 내지 6.5중량%의 Cu, 0.8 내지 2.0중량%의 Li, 0.2 내지 1.5중량%의 Zn, 0.2 내지 0.8중량%의 Mg, 0.1 내지 0.5중량%의 Ag, 0.01 내지 2중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어지며, 용접가능한 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제31항에 있어서, Cu는 4.5 내지 5.5중량%를 포함하며, Li는 1.0 내지 1.6중량%를 포함하며, Zn은 0.25 내지 0.75중량%를 포함하며, Mg는 0.3 내지 0.5중량%를 포함하며, Ag는 0.1 내지 0.4중량%를 포함하며, 입자 미세화제는 0.08 내지 0.2중량%를 포함하는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제32항에 있어서, 입자 미세화제는 Zr을 포함하는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

4.0 내지 5.5중량%의 Cu, 0.9 내지 1.6중량%의 Li, 0.2 내지 1중량%의 Zn, 0.2 내지 0.5중량%의 Mg, 0.1 내지 0.5중량%의 Ag, 0.05 내지 0.5중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어지며, T3 특성에서 50 내지 75ksi 범위의 항복 강도와 65 내지 88ksi 범위의 최대 인장강도와 8 내지 25% 범위의 인장율을 갖도록, 냉간 가공과 자연시효한 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

4.0 내지 5.5중량%의 Cu, 0.9 내지 1.6중량%의 Li, 0.2 내지 1중량%의 Zn, 0.2 내지 0.5중량%의 Mg, 0.1 내지 0.5중량%의 Ag, 0.05 내지 0.5중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어지며, T4 특성에서 55 내지 77ksi 범위의 항복 강도와 67 내지 100ksi 범위의 최대 인장강도와 8 내지 25% 범위의 인장율을 갖도록, 비냉간 가공과 자연시효한 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

4.0 내지 5.5중량%의 Cu, 0.9 내지 1.6중량%의 Li, 0.2 내지 1중량%의 Zn, 0.2 내지 0.5중량%의 Mg, 0.1 내지 0.5중량%의 Ag, 0.05 내지 0.5중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어지며, T6 특성에서 70 내지 110ksi 범위의 항복강도와 80 내지 118ksi 범위의 최대 인장강도와 1 내지 10% 연신율을 갖도록, 비냉간 가공과 인공 시효한 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

4.0 내지 5.5중량%의 Cu, 0.9 내지 1.6중량%의 Li, 0.2 내지 1중량%의 Zn, 0.2 내지 0.5중량%의 Mg, 0.1 내지 0.5중량%의 Ag, 0.05 내지 0.5중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어지며, T8 특성에서 70 내지 110ksi 범위의 항복 강도와 80 내지 118ksi 범위의 최대 인장강도와, 2 내지 15% 범위의 인장율을 갖도록, 냉간 가공과 인공 시효한 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, 4.0 내지 6.5중량%의 Cu, 0.5 내지 2.6중량%의 Li, 0.05 내지 2중량%의 Zn, 0.05 내지 0.8중량%의 Mg, 0.1 내지 1중량%의 Ag, 0.01 내지 2중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어지며, 용접 용가재로 사용되는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제38항에 있어서, Cu는 4.5 내지 6중량%를 구성하며, Li은 0.8 내지 1.6중량%를 구성하며, Zn은 0.25 내지 0.75중량%를 구성하며, Mg는 0.2 내지 0.5중량%를 구성하며, Ag는 0.1 내지 0.4중량%로 구성되며, 입자 미세화제는 0.05 내지 0.5중량%로 구성되는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제38항에 있어서, 입자 미세화제는 Zr을 포함하는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제38항에 있어서, 상기 합금은 Ge, Sn, Cd, In, Be, Sr, Sc, Y, Ca 및 이들의 복합물에서 선택된 0.01 내지 1.5중량%의 한 원소를 더 구비하는 것을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, 3.0 내지 6.5중량%의 Cu, 0.5 내지 2.6중량%의 Li, 0.05 내지 2중량%의 Zn, 0.1 내지 1.5중량%의 Mg, 0.05 내지 1중량%의 Ag, 0.01 내지 2중량%의 Zr, Cr, Mn, Ti, Hf, V, Nb, B, TiB₂및 이들의 복합물에서 선택된 입자 미세화제와, 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어지며, Cu 대 Li의 중량% 비는 2.5 이상임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제42항에 있어서, Li는 0.8 내지 0.20중량%로 구성되고 Cu 대 Li의 중량% 비는 3 이상임을 특징으로 하는 Al기 합금.

제1항에 있어서, 4.75중량%의 Cu, 1.3중량%의 Li, 0.25 내지 2.0중량%의 Zn, 0.4중량%의 Ag, 0.14중량% Zr과 그 나머지는 Al과 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 Al기 합금.