KR100245632B1 - 저밀도 고강도 알루미늄-리튬 합금 - Google Patents

저밀도 고강도 알루미늄-리튬 합금 Download PDF

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Abstract

필수성분으로서 다음식의 성분으로 구성되며, 밀도가 0.0945-0.0960 lbs/in3인 저밀도, 고강도 및 고파괴인성을 가진 항공기 및 항공우주선 구조에 유용한 알루미늄 기재 합금 ;
CuaLibMgcAgdZreAlbal
상기식에서 a,b,c,d,e 및 bal은 각 합금 성분의 중량%의 양을 나타내며, 2.4<a<3.5, 1.35<b<1.8, 6.5<a+2.5b<7.5, 2b-0.8<a<3.75b-1.9, 0.25<c<0.65, 0.25<d<0.65 및 0.08<e<0.25이다. 바람직하게도, 구리와 리튬 성분 사이의 관계는 또한 다음의 시험에 일치한다 : 6.5<a + 2.5b < 7.5, 2b-0.8<a<3.75b-1.9.

Description

저밀도 고강도 알루미늄-리튬 합금
제1도는 구리와 리튬 함량의 관계를 기초로, 본 발명의 범위에 속한 합금 및 본 발명의 범위이외의 합금에 대한 총용질 함량을 도시한 그래프.
제2도는 리튬 구리 원자비로서 제1도에 예시된 합금의 구리 함량을 비교한 그래프.
제3도는 제1도에 예시된 합금의 평면 스트레스 파괴인성 및 강도를 비교한 도면.
제4도는 본 발명의 합금에 대한 투과전자현미경 시험을 도시하며' 침전물과 T1침전물의 밀도를 예시한 도면.
제5도는 선행기술의 합금 규격과 본 발명의 알루미늄 합금의 강도와 인성의 비교를 도시한 그래프.
본 발명은 개선된 알루미늄 리튬 합금에 관한 것이며, 보다 구체적으로는, 구리, 마그네슘 및 은을 함유하고 항공기 및 항공우주선 응용에 적합한 개선된 파괴인성 (fracture toughness)을 가진 저밀도 합금을 특징으로 한 알루미늄 리튬 합금에 관한 것이다.
항공기 산업에서, 항공기의 중량을 감소시키는 가장 효과적인 방법중 한가지가 항공기 조립에 사용된 알루미늄 합금의 밀도를 감소시키는 것이라고 일반적으로 인식된바 있다. 합금 밀도를 감소시킬 목적으로, 리튬을 첨가한 바 있다. 그러나, 알루미늄 합금에 리튬의 첨가는 문제점이 없지 않다. 예를 들어, 알루미늄 합금에 리튬의 첨가는 때로 연성(ductility)과 파괴인성의 감소를 초래한다. 항공기 부품에 사용되는 경우에 리튬 함유 합금은 연성, 파괴인성, 및 강도 특성의 개선이 절대적으로 필요하다.
종래의 합금에 대해, 항공기 응용에 통상적으로 사용된 AA(알루미늄 어소시에이션) 2024-T3X및 7050-T7X와 같은 종래의 합금에 비추어 볼때 고강도와 고파괴인성 모두를 얻는 것이 아주 어려운 듯하다. 예를 들어, AA2024 시트(Sheet)에 대해 강도가 증가함에 따라 인성이 감소한다고 발견되었다. 또한 AA7050 플레이트에 대해 동일함이 사실이라고 발견되었다. 보다 바람직한 합금은 인성에서 단지 최소의 감소 또는 전혀 감소가 없으면서 강도가 증가되거나 강도와 인성이 보다 바람직한 조합을 제공하기 위하여 강도가 증가됨에 따라 인성이 조절되는 가공 단계가 허용된다. 추가로, 보다 바람직한 합금에서, 강도와 인성의 조합은 5-15%의 차수로 밀도가 감소된 알루미늄-리튬 합금에서 성취될 수 있다. 이러한 합금은 저중량과 고강도 및 인성이 높은 연료 절약으로 해석된 항공우주선 산업에서 광범위한 용도가 발견된다. 따라서, 인성에서 거의 또는 전혀 희생이 없이, 또는 강도가 증가됨에 따라 인성이 조절될 수 있는 경우에 고강도와 같은 품질을 얻는 것은 유일의 알루미늄 리튬 합금제품을 제공한다는 것이 인식될 것이다.
알루미늄 합금에 리튬의 첨가는 그들의 밀도를 감소시키며 비강성(specific stiffness)에서 상당한 개선을 나타내는 그들의 탄성율을 증가시킨다고 알려져 있다. 또한, 0-500℃의 온도에 걸쳐 알루미늄내 리튬의 고용도(solid solubility)의 급속 증가는 침전경화(precipitation hardening)로 변형되어 상용으로 제조된 현존하는 알루미늄 합금중 몇가지와 비교할 만한 강도 수준을 성취할 수 있는 합금계를 얻는다. 그러나, 리튬 함유 알루미늄 합금의 명백한 장점은 한정된 파괴인성과 연성, 이층(delamination) 문제점 및 열악한 스트레스 부식 크랙킹 내성과 같은 다른 단점에 의해 상쇄되었다.
따라서, 단지 네가지의 리튬 함유 합금이 항공우주선 분야의 용도를 성취한 바 있다. 이들은 두개의 미국 합금, AAX2020, 및 AA2090, 영국 합금 AA8090 및 러시아 합금 AA01420이다.
공식적인 조성 A1-4.5Cu-1.1Li-0.5Mn-0.2Cd(현재 그리고 이후 조성에 관한 모든 숫자는 중량%임)를 가진, 미국 합금, AAX2020은 1957년에 등록되었다. AAX2020에 1.1% 리튬 첨가와 관련한 밀도 감소는 3%이었고 합금이 매우 높은 강도를 나타냄에도 불구하고, 높은 스트레스에서 효율적인 사용을 저해하도록 하는, 매우 낮은 수준의 파괴인성을 갖고 있었다. 또한, 연성과 관련한 문제가 또한 성형 공정중 발견되었다. 결국, 이 합금은 의식적으로 제외되었다.
A1-2.4 - 3.0 Cu-1.9 - 2.6 Li - 0.08 - 0.15 Zr의 조성을 가진, 또다른 미국 합금, AA2090은 알루미늄 어소시에이션에 1984년에 등록되었다. 이 합금이 높은 강도를 나타내었지만, 열악한 파괴인성과 이층 문제와 관련한 열악한 쇼트 트랜스버스 (short transverse)연성을 갖고 있었고 광범위한 상용 실시가 없었다. 이 합금은 중량 절약과 높은 모듀율을 가진 AA7075-T6을 대체하는 목적이 있었다. 그러나, 상업적인 실시는 한정적이었다.
A1-1.0 - 1.6 Cu-0.6 - 1.3 Mg-2.2 - 2.7 Li-0.04 - 0.16Zr의 조성을 가진, 영국 합금, AA8090은 알루미늄 어소시에이션에 1988년에 등록되었다. Li 2.2-2.7중량%와 관련한 밀도의 감소는 상당하였다. 그러나, 열악한 파괴인성과 열악한 스트레서 부식 크래킹 내성과 함께 그의 한정적인 강도 성능은 AA8090이 항공우주선과 항공기 응용을 위해 널리 허용된 합금이 되지 못하게 하였다.
A1-4 - 7 Mg-1.5 - 2.6 Li-0.2 - 1.0 Mn-0.05 - 0.3 Zr(Mn과 Zr의 한가지 또는 두가지 모두가 존재함)을 함유한, 러시아 합금, AA01420은 Fridlyander et al,에 의해 영국특허 제1,172,736호에 기재되었다. 러시아 합금 AA01420은 종래의 합금 보다 좋은 비모두율을 갖고 있으나, 그의 비강도 수준은 통상적으로 사용된 2000 시리즈의 알루미늄 합금과 비교할 정도이며 그 결과 중량 절약은 강성 임계 응용에서만 성취될 수 있다.
합금 AAX2094 및 합금 AAX2095는 1990년에 알루미늄 어소시에이션에 등록되었다. 이들 알루미늄 합금의 두가지 모두는 리튬을 함유 한다. 합금AAX2094는 Cu 4.4-5.2, Mn 0.01 이하, Mg 0.25-0.6, Zn 0.25 이하, Zr 0.04-0.18, Ag 0.25-0.6 및 Li 0.08-1.5를 함유한 알루미늄 합금이다. 이 합금은 또한 Si 0.12 이하, Fe 0.15이하, Ti 0.10 이하, 및 소량의 다른 불순물을 함유한다. 합금 AAX2095는 Cu 3.9-4.6, Mn 0.10 이하, Mg 0.25-0.6, Zn 0.25 이하, Zr 0.04-0.18, Ag 0.25-0.6, 및 Li 1.0-1.6을 함유한다. 이 합금은 또한 Si 0.12 이하, Fe 0.15 이하, Ti 0.10 이하, 및 소량의 다른 불순물을 함유한다.
Pickens et al의 1989. 2.23자 공개된 PCT 출원 WO89/01531호로 부터 알루미늄-구리-리튬-마그네슘-은 합금이 고강도, 고연성, 저밀도, 양호한 용접성, 및 양호한 자연노화 반응을 갖고 있다고 알려져 있다. 이들 합금은 가장 광범위한 문헌에서 은 약 0.01-2.0중량%, 지르코늄, 크롬, 망간, 티타늄, 보론, 하프늄, 바나듐, 티타늄 디보라이드, 또는 그의 혼합물일 수 있는 입자 미세화(refining) 첨가제 1.0중량% 이하와 함께, 구리, 마그네슘 또는 그의 혼합물일 수 있는, 합금 성분 2.0-9.8중량%를 필수적으로 구성하고, 마그네슘이 적어도 0.01중량%로서 알려져 있다, 그러나, 이 PCT 출원에 개시된 특수한 합금의 검토로 세가지 합금, 구체적으로 합금 049, 합금 050 및 합금 051이 확인된다. 합금 049는 중량%로 Cu 6.2, Mg 0.37, Ag 0.39, Li 1.21, 및 Zr 0.17을 함유한 알루미늄 합금이다. 합금 050은 구리를 함유하지 않으며; 오히려 합금 050은 많은 양의 마그네슘을 5.0% 범위로 함유한다. 합금 051은 중량%로 구리 6.51 및 매우 적은 양의 마그네슘을 0.40 범위로 함유한다. 이 출원은 또한 합금 058, 059, 060, 061, 062, 063, 064, 065, 066 및 067로서 확인된 다른 합금을 개시하고 있다, 이들 모든 합금에서, 구리 함량은 매우 크고, 즉 5.4 이상 또는 매우 낮다. 즉 0.3 이하, 또한, 표 XX는 다양한 합금 조성을 보여주고 있으나; 이들 조성에 대한 특성이 전혀 제공되지 않는다. 1990. 3. 8자 공개된, PCT 출원 WO90/02211는 그들이 Ag를 함유하지 않다는 것을 제외하고 유사한 합금을 개시하고 있다.
또한 알루미늄 합금에서 리튬과 함께 마그네슘의 포함이 합금에 고강도와 저밀도를 부여할 수 있으나, 이들 성분은 이차 성분없이 고강도를 나타내는데 그들만으로 충분하지 못하다고 알려져 있다, 구리 및 아연과 같은 이차 성분은 개선된 침전 경화 반응을 제공하며; 지르코늄은 입자 크기 조절을 제공하고, 실리콘 및 전이 금속원소와 같은 성분은 200℃ 이하의 중간 온도에서 열안정성을 제공한다. 그러나, 종래의 주조중에 조질의, 착물 중간체상의 형성을 고무시키는 액체 알루미늄에서의 반응 특성 때문에 알루미늄 합금에서 이들 성분을 결합하는 것이 어려웠다.
따라서, 항공기 및 항공우주선 산업을 위한 구조 성분으로 형성될 수 있는 저밀도 알루미늄 기재 합금을 제조하는데 상당한 노력이 있어 왔다. 본 발명에 의해 제공된 합금은 본 기술의 이러한 필요성에 일치한다고 믿어진다.
본 발명은 종래의 공지 합금에 비해 개선된 특수한 특성을 가진 알루미늄 리튬 합금을 제공한다. 본 발명의 합금은 리튬과 구리 성분의 원자비와 밀도와 조합하여, 본 발명에서 기재된 정밀한 양의 합금 성분을 가지며, 항공기 및 우주선 산업에서 사용하는데 놀랄만한 개선된 특성을 가진 합금의 선택 그룹을 제공한다.
따라서 본 발명의 목적은 리튬, 구리, 및 마그네슘을 함유한 저밀도, 고강도 알루미늄 기재 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 추가 목적은 리튬, 마그네슘, 은 및 구리의 임계량을 함유한 저밀도, 고강도, 고파괴인성 알루미늄 기재 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 추가 목적은 이러한 합금의 제조방법 및 항공기 및 항공우주선 부재에서의 용도를 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적과 장점은 그 기술내용이 진행됨에 따라 명백해질 것이다.
이전의 목적과 장점 만족에 있어서, 본 발명에 의해 필수적으로 다음식으로 구성되고, Si, Fe 및 Zn과 같은 각 불순물 0.25중량% 이하 및 최대 총량 0.5중량%를 가진 알루미늄 합금이 제공된다:
CuaLibMgcAgdZreAlbal
상기식에서 a, b, c, d, e 및 bal은 합금에 존재한 각 합금 성분의 중량%의 양을 나타내며, 문자 a, b, c, d 및 e는 지정된 값을 가지며 다음의 특정 관계에 일치한다 :
2.4 < a < 3.5
1.35 < b < 1.8
6.5 < a+2.5b < 7.5
2 b -0.8 < a < 3.75 b -1.9
0.25 < c < 0.65
0.25 < d < 0.65
0.08 < e < 0.25
바람직하게도, Si, Fe, 및 Zn이외의 불순물은 0.05중량% 이상의 양으로 존재하지 않으며, 이러한 다른 불순물의 총량은 바람직하게도 0.15중량% 이하이다. 합금은 또한 Li : Cu 원자비 3.58-6.58 및 밀도 0.0940-0.0965, 바람직하게는 0.0945-0.0960 lbs/in3이 특징이다.
본 발명은 또한 다음 단계로 이루어진 본 발명의 합금을 사용한 제품의 제조방법을 제공한다 :
a) 합금의 빌렛(billet) 또는 인고트(ingot)를 주조하고;
b) 약 600-800℉의 온도에서 가열함으로서 빌렛 또는 인고트에서 스트레스를 완화하고; c) 빌렛 또는 인고트를 가열하고 냉각함으로서 입자 구조를 균일화하고; d) 50℉/시간의 속도에서 약 1000℉로 가열하고; e) 상승 온도에서 침지하고; f) 상온으로 팬 냉각한다음; g) 가공하여 가공 제품을 제조한다.
또한 본 발명에 의해 본 발명의 합금을 함유한 항공기 및 항공우주선 구조부재가 제공된다.
본 발명의 목적은 중량 절약 및 고모두율과 함께 선행 기술의 합금 보다 우수하고 또는 동일한 고강도 및 고파괴인성의 결합 특성을 제공하는 저밀도 Al-Li 합금을 제공하는 것이다. 본 발명은 선행 기술의 합금과 동일하거나 우수한 강도 및 인성의 결합 특성을 비롯하여 허용될 수 있는 기계 특성을 가진 저밀도, 고강도 합금에 대한 필요성에 일치한다.
얇은 게이지 플레이트 또는 시트 제품과 같은 유용한 바이-투-플라이-비 (buy-to-fly-ratio) 품목이 이러한 Al-Li 합금의 상업적 실지를 위한 일차 목표 분야이다. 따라서, 고강도, 고인성 응용을 위한 새로운, 저밀도 합금을 개발하는데 있어서, 평면 스트레스 파괴인성이 특히 강조된 바 있다.
본 발명은 필수성분으로서 구리, 리튬, 마그네슘, 은 및 한가지 또는 그 이상의 입자 미세화 성분을 함유한 저밀도 알루미늄 기재 합금을 제공한다. 합금은 또한 실리콘, 철 및 아연과 같은 부수 불순물을 함유할 수 있다. 적합한 입자 미세화 성분은 다음의 한가지 또는 조합물을 포함한다 : 지르코늄, 티타늄, 망간, 하프늄, 스칸듐 및 크롬. 본 발명의 알루미늄 기재 저밀도 합금은 주로 다음식의 합금으로 구성된다 :
CuaLibMgcAgdZreAlbal
상기식에서 a, b, c, d 및 e는 중량%로 각 합금 성분의 양을 나타내며 bal은 불순물 및/또는 입자 미세화 성분과 같은 다른 성분을 포함할 수 있는 알루미늄인 잔량을 나타낸다.
본 발명의 바람직한 일예는 문자 a, b, c, d, 및 e는 지정된 값을 가지며 다음의 특정 관계에 일치하며, Si, Fe 및 Zn과 같은 각 불순물 0.25중량% 이하 및 최대 총량 0.5중량%를 가진 합금이다 :
2.4 < a < 3.5
1.35 < b < 1.8
6.5 < a+2.5b < 7.5
2 b -0.8 < a < 3.75 b -1.9
0.25 < c < 0.65
0.25 < d < 0.65
0.08 < e < 0.25
보다 바람직한 조성은 e가 0.08-0.16의 값을 가진다. 다른 입자 미세화 성분이 지르코늄에 더하여 또는 그 대신 첨가될 수 있다. 입자 미세화 성분을 첨가하는 목적은 주조중에 입자 크기를 조절하거나 열처리 이어서 기계적 가공중에 재결정화를 조절하는 것이다. 한가지 입자 미세화 성분의 최대량은 약 0.5중량% 이하일 수 있으며 입자 미세화 성분들의 조합물의 최대량은 약 1.0중량% 이하일 수 있다.
가장 바람직한 조성은 다음의 합금이다 :
CuaLibMgcAgdZreAlbal
상기식에서 a는 3.05이고, b는 1.6이고, c는 0.33이고, d는 0.39이고, e는 0.15이며 bal은 Al과 부수 불순물이 합금의 잔량이라는 것을 나타낸다. 이 합금은 밀도가 0.0952 lbs/in3이다.
상기에 기재된 합금 성분의 제어량을 가진 합금 제품을 제공할때, 강도와 파괴인성 모두의 가장 바람직한 특성을 제공하기 위하여 합금을 특수한 방법 단계에 따라 제조하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서 기재된 합금은 주조 제품에 대해 본 기술에서 현재 사용된 주조 기술에 의해 적합한 가공 제품으로 조립을 위한 인고트 또는 빌렛으로서 제공될 수 있다. 합금이 상기에 제시된 범위로 조성을 가진 분말 알루미늄 합금과 같은 미세 입제로 부터 강화된 빌렛 형태로 또한 제공될 수 있다고 알려져 있다. 분말 또는 입제 물질은 아토마이제이션(atomization), 기계적 합금 및 용융스피닝과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다. 인고트 또는 빌렛은 예비로 가공 또는 성형되어 후속 가공 공정을 위해 적합한 스톡(stock)을 제공할 수 있다. 즈요 가공 고정전에, 합금 스톡을 바람직하게도 균질화시켜 금속의 내부 구조를 균질화한다. 균질화 온도는 650-930℉일 수 있다. 바람직한 시간은 균질화 온도 범위에서 약 8시간 또는 그 이상이다.
통상적으로, 가열과 균질화 처리는 40시간 이상 동안 연장되서는 않되나, 장시간이 통상적으로 유해하지는 않다. 균질화 온도에서 20-40시간이 아주 적합하다고 발견된 바 있다. 가공성를 촉진하는 구성물을 용해시키는 것에 더하여, 이 균질화 처리는 최종 입자 구조를 조절하는 것을 돕는 분산질을 침전시킨다는 점에서 중요하다.
균질화 처리후에, 금속을 압연 또는 압출 또는 달리 가공 공정에 수행하여 시트, 플레이트 또는 압출품 또는 최종 제품으로 성형되는데 적합한 다른 스톡과 같은 스톡을 제조할 수 있다.
즉, 인고트 또는 빌렛을 균질화한후, 열간가공 또는 열간압연할 수 있다. 열간압연은 500-950℉의 온도에서 수행할 수 있으며 전형적인 온도는 600-900℉이다. 열간압연은 압연설비의 성능에 따라, 인고트의 최초 두께의 4분의 1 또는 최종 게이지로 그 두께를 감소시킬 수 있다. 냉간압연이 추가의 게이지 감소를 제공하도록 사용될 수 있다.
압연 물질은 바람직하게도 0.25-5시간 동안 전형적으로 960-1040℉의 온도에서 열처리된 용액이다. 추가로 최종 제품 및 그 제품을 형성하는 공정에 필요한 원하는 강도와 파괴인성을 제공하기 위하여, 제품을 급속 냉각 또는 팬 냉각시켜 보강 페이스(strengthening phase)의 비제어 침전을 방지하거나 최소화한다. 따라서, 본 발명의 실시에 있어서 냉각 속도가 용액 온도에서 약 200℉ 또는 그 이하의 온도까지 초당 적어도 100℉인 것이 바람직하다. 바람직한 냉각 속도는 940℉ 또는 그 이상의 온도에서 약 200℉의 온도까지에서 초당 적어도 200℉이다. 금속이 약 200℉의 온도에 도달된후에, 공기 냉각할 수 있다. 본 발명의 합금이 슬라브 캐스트 또는 롤 캐스트일 때, 예를 들어 상기에 언급된 몇가지 또는 모든 단계를 생략할 수 있으며, 이러한 사항이 본 발명의 요지내로 예상된다.
제시된 바와 같이 용액 열처리 및 냉각후에, 개선된 시트, 플레이트 또는 압출품 또는 다른 가공 제품을 인공적으로 노화시켜 강도를 증가시키며, 이 경우에 파괴인성은 상당히 떨어질 수 있다. 강도의 증가와 관련한 파괴인성의 손실을 최소화하기 위하여, 용액 열처리 및 냉각된 합금 제품, 특히 시트, 플레이트 또는 압출품을 인공 노화전에 바람직하게는 상온에서 연신시킬 수 있다.
본 발명의 합금 제품을 가공한후에, 인공적으로 노화시켜 항공기 부재에서 매우 바람직한 파괴인성 및 강도의 조합을 제공할 수 있다. 이것은 시트 또는 플레이트 또는 성형 제품을 충분한 기간 동안 150-400℉의 온도로 수행하여 항복 강도(yield strength)를 추가로 증가시킴으로서 성취될 수 있다. 바람직하게도, 인공 노화는 합금 제품을 적어도 30분간 275-375℉의 온도를 수행함으로서 성취된다. 적합한 노화 실시는 약 320℉의 온도에서 약 8-24시간 처리로 예상된다. 또한, 본 발명에 따른 합금 제품을 자연 노화를 비롯하여, 본 기술에 잘알려진 전형적인 과노화(underaging) 처리에 수행할 수 있다. 또한, 단일 노화 단계에 관련되있지만, 다노화 단계, 이를테면 2 또는 3의 노화 단계가 특성의 증가, 이를테면 강도의 증가 및/또는 강도 이방성(anisotrophy)의 심각도 감소가 예상된다.
예를 들어, 선행 기술의 알루미늄 합금 AAX2095로서, 1.5" 게이지의 압연 플레이트를 신규의 이단계 노화 실시에 의해 처리하여 약 8ksi 또는 약 40% 정도로 강도 이방성의 정도를 감소시켰다. 신규 공정의 간단한 기술내용은 다음과 같다.
1.5" 게이지 압연 플레이트를 열처리하고, 냉각한다음, 6% 연신시켰다. 290℉에서 20시간 동안 종래의 일단계 노화를 사용하였을때, 87 ksi의 가장 높은 인장 항복 스트레스(tensile yield strength)가 T/2 플레이트 위치에서 길이 방향으로 얻어졌고, 반면에 67ksi의 가장 낮은 인장 항복 강도가 T/8 플레이트 위치에서 압연 방향에 대해 45도 방향으로 얻어졌다. 20 ksi의 강도 차이는 플레이트의 고유 강도 이방성으로 부터 초래되었다. 신규의 다단계 노화를 실시하였을 때, 즉 20시간 동안 290℉의 제일단계, 가열속도 시간당 50℉에서, 290℉-400℉의 램프드 노화(ramped age), 이어서 400℉에서 5분간 침지시, 87.4의 인장 항복 스트레스가 T/2 플레이트 위치에서 길이 방햐으로 얻어졌고, 반면에 75.5ksi의 인장 항복 강도가 T/8 플레이트 위치에서 압연 방향에 대해 45도 방향으로 얻어졌다. 가장 높고 가장 낮은 측정 강도치의 강도 차이는 단지 12ksi이었다. 이 값은 종래의 단일 단계 실시가 사용되었을 때 얻어진 20ksi 차이와 비교할 만하다. 다른 이단계 노화 실시, 이를테면, 예를 들어 상기에 언급된 동일한 제일단계와 1-2시간 동안 360℉의 제이단계를 사용함으로서 몇가지 개선이 또한 관찰되었다.
신규의 이단계 노화를 실시함으로서 본 발명의 합금으로서 유사한 개선이 예상된다.
연신 또는 그의 동일한 가공이 이러한 다단계 노화의 일부 단계전에 또는 그후에 사용되어 특성을 개선할 수 있다.
본 발명의 알루미늄 리튬 합금은 저밀도, 고강도 합금을 위한 뛰어난 특성을 제공한다. 특히, 본 발명의 합금 조성은 조건에 따라 극한 인장 강도(UTS), 69-84ksi의 범위인, 84ksi와 같이 높은 극한 인장 강도 79ksi와 같이 높고 62-78ksi의 범위인 인장 항복 강도(TYS), 및 11% 이하의 연신율(elongation)을 나타낸다. 이들 특성은 심지어 플레이트 게이지 제품에 대해 보다 높다. 이들은 저밀도 합금에 대해 뛰어난 특성이 있으며 합금을 항공기 및 항공우주선 응용에 사용하기 위한 구조 부품으로 형성될 수 있도록 한다. 특히, 구리, 리튬, 마그네슘, 및 은 합금 성분의 양 및 구리-리튬 원자비에 대한 조합 및 임계적 조절은 우수한 인장 강도와 연신율을 가진 저밀도 합금을 얻도록 할 수 있다고 발견된 바 있다.
본 발명의 바람직한 방법에서, 합금을 용융 형태로 배합하며 그후 빌렛으로 주조한다. 그후 빌렛을 스트레스를 600℉-800℉에서 6-10시간 동안 가열함으로써 완화한다. 빌렛을 스트레스 완화후에 상온으로 냉각한다음 균질화할 수 있거나 스트레스 완화온도에서 균질화 온도로 가열할 수 있다. 각 경우에, 빌렛을 시간단 약 50℉의 가열 속도로서 960-1000℉의 온도로 가열하고, 이러한 온도에서 4-24시간 동안 침지하고, 공기 냉각한다. 그후, 빌렛을 압연, 압출등과 같은 종래의 기계적 변형 기술에 의해 유용한 제품으로 전환한다. 빌렛을 열간압연시킬 수 있으며 바람직하게는 열간압연이 약 900℉에서 시작될 수 있도록 약 900℉-1000℉로 가열한다. 열간압연중에 온도를 900℉-700℉로 유지한다. 빌렛을 열간압연하여 두꺼운 플레이트 제품(두께 적어도 1.5인치)을 형성한후, 제품을 일반적으로 용액 열처리한다. 열처리는 1000℉에서 한시간 침지 이어서 냉각수 냉각을 포함할 수 있다. 제품을 열처리한후, 제품을 일반적으로 5-6% 연신한다. 그후 제품을 다양한 조건하에 노화에 의해 추가로 처리할 수 있으며 그러나 바람직하게는 과노화 조건에 대해 320℉에서 8시간 동안, 또는 피크 강도 조건에 대해 16-24시간 동안의 처리이다.
이전의 변형에 있어서, 두꺼운 플레이트 제품을 약 900℉-1000℉의 온도로 재가열한다음 얇은 게이지의 플레이트 제품(게이지 1.5인치이하)으로 열간압연한다. 압연중에 온도를 약 900℉-600℉로 유지한다. 그후 두꺼운 플레이트 제품과 사용된 것에 유사하게 제품을 열처리하고, 연신하고 노화시킨다.
또다른 변형에서, 두꺼운 플레이트 제품을 열간압연하여 약 0.125인치의 두께를 가진 얇은 플레이트를 제조한다. 이 제품을 약 600℉-700℉의 온도에서 약 2시간-8시간 동안 아닐링한다. 아닐링된 플레이트를 상온으로 냉간한다음 최종 시트 게이지로 냉간압연한다. 두꺼운 플레이트 및 얇은 플레이트 제품처럼, 그후 이 제품을 열처리하고, 연신한다음 노화시킨다.
본 발명에 따른 합금의 일에로서, 용액 열처리전에 바람직한 얇은 게이지 제품(시트 및 플레이트 모두)에 대한 바람직한 공정은 제품을 약 600℉-약 900℉의 온도에서 2-12시간 동안 아닐링 또는 제어 속도에서 약 600℉-약 900℉로 제품을 가열하는 램프드 아닐링을 포함한다.
노화가 수행되어 물질의 강도를 증가시키는 반면에 비교적 높은 수준에서 그의 파괴인성 및 다른 공학 특성을 유지한다. 본 발명에 따라 고강도가 바람직하므로, 제품을 약 320℉에서 16-24시간 노화시켜 피크 강도를 성취한다. 보다 높은 온도에서, 보다 낮은 노화 온도에서 보다 원하는 강도 수준을 얻는데 적은 시간이 필요할 것이다.
다음의 실시예는 본 발명을 예시하는 것으로 제시되나, 본 발명을 이에 한정하는 것으로 의도되지 않는다.
표 1의 다음 합금을 본 발명에 따라 제조하였다 :
[표 1]
주:
1. 화학 분석은 ICP(유도 커플링 플라즈마)기술에 의해 0.75" 게이지 플레이트로 부터 수행하였다.
2. 모든 조성은 중량%이다.
1. 합금 선택 :
표 1에 제시된 바와 같이, 합금의 조성을 다음의 이유를 기초로 선택하였다:
a. 밀도
목표 밀도 범위는 큐빅 인치당 0.094-0.096 파운드이다. 합금의 밀도에 대한 계산치는 큐빅 인치당 0.0941, 0.0948., 0.0950, 0.0952, 0.0958, 및 0.0963 파운드이다. 세가지 합금 B, C 및 D의 밀도는 큐빅 인치당 약 0.095 파운드이며, 그 결과 다른 변수에 대한 효과를 시험할 수 있다고 알려져 있다. 이 작업에서, Li : Cu 비 또는 전체 Cu 및 Li 함량을 변화시킴으로서 여섯가지 합금의 밀도를 조절하였고 반면에 Mg, Ag, 및 Zr 함량은 각각 공식적으로 0.4중량%, 0.4중량%, 및 0.14중량%이었다.
b. Li : Cu 비
Al-Cu-Li 기재 합금계에 대해' 상 및 T1상은 뛰어난 강화 침전물이다. 그러나' 침전물은 전위에 의해 전단되기 쉬우며 평면 슬립과 스트레인 국부화 작용을 유발하며, 이것은 파괴인성에 부작용이 있다. Li : Cu 비가''상 및 T1상을 구분하는 침전을 조절하는 지배적인 변수이므로, Li : Cu 원자비를 3.58-6.58로 하여 여섯가지 합금 조성을 선택하였다. 따라서, 파괴인성과 Li : Cu 비가 상호관련될 수 있으며 Li : Cu 임계비를 허용가능한 파괴특성에 대해 확인할 수 있다.
c. 전체 용질 함량
제1도에 도시된 바와 같이, 모든 여섯가지 합금 조성을 비평형 용융 온도에서 평가된 용해도 한계 곡선 아래이도록 선택하여 제공된 Li : Cu 비에서 양호한 파괴인성을 확보하였다. 일정한 Li : Cu비에서, 전체 용질 함량이 감소됨에 따라 강도도 감소된다. 일정한 Li : Cu 비에서 낮은 총 용질 함량으로 인한 강도 감소를 평가하기 위하여, 합금 D를 선택하여 강도와 인성에서 합금 B와 비교하였다.
2. 주조와 균질화
여섯 조성물을 직접 칠드(direct chilled, DC) 9" 직경의 둥근 빌렛으로서 주조하였다. 빌렛을 600℉-800℉의 온도에서 8시간 동안 스트레스 완화하였다.
빌렛을 잘르고(sawed) 두단계로 균질화를 실시하였다 :
1. 940℉까지 50℉/시간에서 가열한다
2. 940℉에서 8시간 동안 침지한다
3. 1000℉까지 50℉/시간 또는 보다 천천히 가열한다
4. 1000℉에서 16시간 동안 침지한다
5. 상온으로 팬 냉각한다
6. 동일한 양으로 빌렛의 두면을 기게가공하여 압연 동안 6"두께의 압연 스톡을 형성한다.
3. 열간압연
두 평면을 가진 빌렛을 플레이트와 시트로 열간압연하였다. 다음과 같이 열간압연을 실시하였다 :
[플레이트에 대해]
1. 950℉에서 예열하고 3-5시간 동안 침지한다
2. 열간압연전에 900℉로 공기 냉각한다
3. 4" 두께의 슬라브로 크로스 압연한다
4. 0.75" 게이지 플레이트로 스트레이트 압연한다
5. 상온으로 공기 냉각한다
[시트에 대하여]
1. 950℉에서 예열하고 3-5시간 동안 침지한다
2. 열간압연전에 900℉로 공기 냉각한다
3. 2.5" 게이지 슬라브(16" 양호한 폭)로 크로스 압연한다
4. 950℉로 재가열한다
5. 900℉로 공기 냉각한다
6. 0.125"로 스트레이트 압연한다
7. 상온으로 공기 냉각한다
모든 열간압연 플레이트와 시트 제품을 다음과 같이 추가의 공정에 수행하였다 :
4. 용액 열처리
[플레이트]
모든 0.75" 게이지 플레이트 제품을 24" 길이로 잘르고 1000℉에서 1시간 동안 용액 열처리한다음 냉각수로 냉각하였다. 모든 T3 및 T8 템퍼(temper) 플레이트 제품을 2시간이내에 6% 연신하였다.
[시트]
1/8" 게이지 시트 플레이트 제품을 600℉-900℉에서 50℉/시간에 램프 아닐링하고 이어서 1000℉에서 1시간 용액 열처리한다음 냉각수로 냉각하였다. 모든 T3 및 T8 템퍼 시트는 2시간이내에 5% 연신 되었다.
5. 인공 노화
[플레이트]
T8 템퍼 특성은 발생시키기 위하여, T3 템퍼 플레이트 샘플을 320℉에서 12, 16, 및/또는 32시간 동안 노화시켰다.
[시트]
T3 템퍼 시트 샘플을 320℉에서 8시간, 16시간, 및 24시간 동안 노화시켜 T8 템퍼 특성을 발생시켰다.
6. 기계적 시험
[플레이트]
길이 0.350" 둥근 시펀에 인장 시험을 수행하고, W=1.5" 컴펙트 인장 시편에 L-T 방향으로 평면 스트레인 파괴인성 시험을 수행하였다.
[시트]
0.25" 폭과 1"의 길이로 축소 단면을 가진 서브사이즈 플렛인장 시편에 시트 게이지 인장 시험을 수행하였다. 시험전에 피로예비 크랜된 16" 폭 36" 길이, 중앙 노치(notched) 와이드 패널 파괴인성 시험 시편에 평면 스트레스 파괴인성 시험을 수행하였다.
7. 결과 및 논의
세가지 합금, A, B, 및 C에 대한 시트 게이지 특성의 시험 결과가 표 2에 제시된다. 합금 D, E, 및 F는 시트 게이지에서 시험하지 않았다. 제3도에서, 평면 스트레스 파괴인성치를 세가지 합금에 대한 인장 항복 스트레스로서 구성한다. 다른 상용 합금, AA7075-T6 및 AA2024-T3에 강도/인성 특성을 비교하기 위하여 합금 AA2090-T8에 따라 목표 특성을 표시한다. 제3도에 도시된 합금 AA2090 시트 데이타는 R.J Rioja et al, "Structure-Property Relationship in Al-Li Alloy", Westec Conference, 1990으로 부터 얻는다. 합금 A가 AA7075-T6 특성의 수준 아래의 끝으로 수행되는 반면에, 합금 B와 합금 C는 AA7075-T6에 비하여, 그외에 합금 AA2090에 비하여 상당한 개선을 보여주었다. 합금 C는 가장 좋게 수행되며, 합금 B는 두번째이고 합금 A는 세번째이었다. 이러한 경향은 세가지 합금의 Li : Cu 비에 직접적으로 따른다(참조 제2도). Li : Cu 비가 낮을 수록, 파괴인성은 보다 양호하다. 제2도에서는 AA70765-T6의 필요한 파괴인성과 일치하기 위하여, 바람직한 Li : Cu 원자비가 5.8 이하이라는 것을 보여준다. 가장 좋은 결과는 합금 C에 대해 Li : Cu비가 4.8로서 얻어질 수 있다. 합금 A와 합금 C 사이의 평면 스트레스 파괴인성의 중요한 차이는 Li : Cu 비의 금속학적 중요성을 제시하였다. 제4도는' 침전물과 T1침전물의 밀도를 비교하여, T8 템퍼에서 합금 A와 합금 C의 투과전자 현미경 시험 결과를 보여준다. Li : Cu 비가 6.58인 합금 A는 파괴인성에 악작용이 있는 고밀도의' 침전물을 함유한다. 반대로, Li : Cu 비가 단지 4.8인 합금 C는 거의 미량의'상을 가진 T1상 침전물을 대부분 함유한다.' 상과 다르게 T1상 입자는 쉽게 전달될 수 없으므로, 평면 슬립 작용에 대한 경향이 적으며, 보다 균질의 슬립 작용을 얻는다. Li : Cu 비가 5.8 이상인 합금은 합금 A에서처럼, 파괴인성에 악작용이 있는 상당히 높은 밀도의'상 침전물을 함유한다고 발견되었다(제3도).
[표 2]
주:
1. 인장 시험 결과는 중복치의 평균값이다.
2. 인장 시험은 0.25" 게이지 폭의 플렛 서브사이즈 인장 시편으로서 수행한다.
3. 세척전에 피로 예비크랙된 16" 폭 36" 길이, 중앙 노치드 패널에 대해 평면 스트레스 파괴인성 시험을 수행하였다.
0.75" 게이지 T8 템퍼 플레이트의 인장 시험 및 평면 스트레인 파괴인성 시험에 대한 결과를 표 3에 제시한다. 기본선 A1 합금, AA-7075-T651과 강도/인성 특성을 비교하기 위하여 그 결과를 제5도에 구성한다.
[표 3]
주:
1. 모든 인장 특성은 이중 시험으로 부터의 평균값이다.
2. 모든 파괴인성 시험 결과는 단일 시험으로 부터 얻는다.
3. 인장 시험을 길이 0.350" 둥근 시편으로서 수행하였다.
4. 파괴인성 시험을 W=1.5" 컴펙트 인장 시편으로서 수행하였다.
표 3과 제5도에서, 합금 B, C, D, E, 및 F가 AA7075-T651 플레이트 보다 우수하거나 비교할 만한 양호한 강도/인성 관계를 갖고 있다고 알 것이다. 그러나, 합금 A, 고 Li : Cu 비 합금은 AA7075-T651에 비교하여 열악한 파괴인성 특성을 갖고 있다.
합금 D를 비교할 만한 Li : Cu 비를 가진, 합금 B에 비교할 때, 그들 모두는 양호한 파괴인성을 갖고 있으며 AA7075-T651의 강도 조건에 일치한다. 보다 낮은 용질 함량으로 인해, 합금 D의 강도는 합금 B의 강도 보다 낮은 약 7ksi이나, 합금 D는 약간 높은 파괴인성을 가지고 있다. 합금 C와 합금 E 사이에 유사하게 관찰될수 있다. 제공된 Li : Cu 비에서 용해도 한계에 비교하여 Cu에서 0.5% 모자라는, 합금 E는 용해도 한계에 비교하여 Cu에서 0.25% 모자라는, 합금 C보다 높은 파괴인성을 보여주었다. 합금 E는 또한 합금 C보다 강도에서 약간 떨어진다.
합금 F는 적절한 파괴인성과 함께 높은 강도를 갖고 있다. 그러나, 매우 높은 Cu 함량으로 인해, 합금의 밀도는 바람직한 큐빅인치당 0.096 파운드 보다 높다.
요약하면, 제2도는 강도/인성/밀도 조건 목표에 일치하여 적어도 5% 중량 절약과 함께 바로 AA7075-T6을 대체하는 저밀도, 고강도, 고인성 합금의 바람직한 조성 범위(솔리드 라인)를 도시한다. 바람직한 조성 범위는 다음의 이유를 기초로 구성될 수 있다.
1. 파괴인성 조건
a. 바람직한 Li : Cu 비는 5.8 이하이다.
b. 바람직한 Cu 함량은 제공된 Li : Cu 비에서 비평형 용해도 한계 이하, 바람직하게는 이러한 한계 보다 적어도 0.2% 낮아야 한다.
제공된 Li : Cu 비에서 허용될 수 있는 Cu 함량 또는 제공된 전체 용질 함량에 대한 조건은 상승 온도 안정성이 또한 합금으로 제조된 구조 부품의 완전한 수명에 대해 허용될 수 있는 파괴인성을 유지하는데 필요하다면 더욱 한정될 필요가 있다. 상승 온도 환경에서, 바람직한 Cu 함량은 제공된 Li : Cu 비에서 비평형 용해도 한계 보다 적어도 0.3% 낮아야 한다고 발견된 바 있다. 예를 들어, 공칭 조성이, 중량%로 3.6Cu-1. 1Li-0.4Mg-0.4Mg-0.14Zr(용해도 한계 0.5% 이하) 및 3.0Cu-1.4Li-0.4Mg-0.4Ag-0.14Zr(용해도 한계 0.5% 이하)인 합금은 다양한 상승 온도에서, 이를테면 300℉, 325℉ 및 350℉에서, 장기간 노출, 이를테면 100시간 및 1,000시간 동안 20ksi ν인치 이상의 파괴인성치(K1c)를 유지할 수 있다. 비교하여, 공칭 조성 3.48Cu-1.36Li-0.4Mg-0.4Ag-0.14Zr(용해도 한계 0.25% 이하)인 합금의 파괴인성치는 325℉에서 100시간 동안 열노출후에 20ksi ν인차 이하의 허용될 수 없는 값으로 감소된다. 강도와 파괴인성의 가장 좋은 조합을 가진 열안정성 합금은 3.6Cu-1.1Li-0.4Mg-0.4Mg-0.14Zr의 공칭 조성을 가진 합금이었다.
2. 최소 강도 조건
바람직한 Cu 함량은 제공된 Li : Cu 비에서 용해도 한게 0.8% 이하 보다 적지 않아야 한다.
3. 밀도 조건
합금은 큐빅 인치당 0.0945-0.096 파운드의 밀도를 가지고 있다.
제2도에 도시된 바와 같이, Cu 및 Li는 0.096의 이소-밀도 라인의 오른쪽에 있어야 한다.
상기의 기계적 및 물리적 특성 조건에 일치하는 합금의 Cu 및 Li 조성에 대한 바람직한 조성 박스가 제2도에 도시되어 있다.
코너의 값은 중량%로 2.9% Cu-1.8% Li, 3.5% Cu-1.5% Li, 2.75% Cu-1.3% Li 및 2.4% Cu-1.6% Li이다. 다음의 비는 이들 값에 의해 측정된다:
(1) 6.5 < (Cu + 2.5 Li) 7.5; 및
(2) (2 Li -0.8) < Cu < (3.75 Li-1.9).
본 발명은 바람직한 일예에 관련하여 기재된 바 있다, 그러나, 본 기술에 숙련된 자에게 분명한 변형이 명백해 질 때, 본 발명은 이에 국한되는 것으로 간주되지 않는다.

Claims (7)

  1. 필수성분으로서 다음식의 성분으로 구성되며, 밀도가 0.0945-0.0960 lbs/in3이고, Li : Cu 원자비가 약 3.58-약 5.8에서 유지되고 Cu 함량이 일정한 Li : Cu 원자비에서 비평형 용해도 한계 이하이며, 합금이 최소의'상 침전물을 함유한 T8 템퍼로 가공될 때, 합금의 파괴인성 특성이 적어도 7075-T6의 평면 스트레스 파괴인성 특성과 같이 양호한 저밀도 알루미늄 기재 합금:
    CuaLibMgcAgdZreAlbal
    상기식에서 a, b, c, d e 및 bal은 각 합금 성분의 중량%의 양을 나타내며, 2.4<a<3.5, 1.35<b<1.8, 6.5<a+2.5b<7.5, 2b-0.8<a<3.75b-1.9, 0.25<c<0.65, 0.25<d<0.65 및 0.08<e<0.25이다.
  2. 제1항에 있어서, 합금이 불순물과 추가의 입자 미세화 성분의 총량 0.5중량% 이하를 함유하나 단일 성분이 0.25중량% 이상의 양으로 존재하지 않는 저밀도 알루미늄 기재 합금.
  3. 제1항에 있어서, 시트 제품의 형태로 극한 인장 강도 69-84ksi, 인장 항복 강도 62-78ksi 및 11% 이하의 연신율을 가진 저밀도 알루미늄 기재 합금.
  4. 제1항에 있어서, 밀도가 약 0.095lbs/in3인 저밀도 알루미늄 기재 합금.
  5. 제1항에 있어서, 일축에 Cu 함량과 다른 축에 Li 함량을 가진 그래프에서 한면적 내에 속한 Cu : Li 비를 가지며, 그 면적이 다음의 코너에 의해 정의된 저밀도 알루미늄 기재 합금.
    (a) 2.9% Cu-1.8% Li; (b) 3.5% Cu-1.5% Li; (c) 2.75% Cu-1.3% Li; 및 (d) 2.4% Cu-1.6% Li.
  6. 필수성분으로서 다음식의 성분으로 구성되며, 밀도가 0.0952 lbs/in3이며, Li : Cu 원자비가 약 4.8이고 Cu 함량이 일정한 Li : Cu 원자비에서 비평형 용해도 한계 이하이며, 합금이 최소의' 상 침전물을 함유한 T8 템퍼로 가공될 때, 합금의 파괴인성 특성이 적어도 7075-T6의 평면 스트레스 파괴인성 특성과 같이 양호한 저밀도 알루미늄 기재 합금 :
    CuaLibMgcAgdZreAlbal
    상기식에서 a,b,c,d,e 및 bal은 중량%로 각 합금 성분의 잔량을 나타내며, a는 3.05이고, b는 1.6이고, c는 0.33이고, d는 0.39이고, e는 0.15이며, bal은 잔량이 알루미늄이라는 것을 나타낸다.
  7. 다음 단계로 이루어진 알루미늄 합금의 제조방법 : a) 인고트 또는 빌렛으로서 다음 조성의 합금을 주조하고;
    CuaLibMgcAgdZreAlbal
    상기식에서 a, b,c,d, e 및 bal은 각 합금 성분의 중량%의 양을 나타내며, 2.4<a<3.5, 1.35<b<1.8, 6.5<a+2.5b<7.5, 2b-0.8<a<3.75b-1.9, 0.25<c<0.65, 0.25<d<0.65 및 0.08<e<0.25이고, 합금은 0.0945-0.0960 lbs/in3의 밀도를 가지며, Li : Cu 원자비가 약 3.58-약5.8에서 유지되고, Cu 함량이 일정한 Li : Cu 원자비에서 비평형 용해도 한계 이하이며, 합금이 최소의'상 침전물을 함유한 T8 템퍼로 가공될 때, 합금의 파괴인성 특성이 적어도 7075-T6의 평면 스트레스 파괴인성 특성과 같이 양호하다), b) 가열에 의해 인고트 또는 빌렛내 스트레스를 완화하고; c) 가열, 상승온도에서 침지 및 냉각에 의해 그 인고트 또는 빌렛을 균질화하고; d) 인고트 또는 빌렛을 최종 게이지 제품으로 압연하고; e) 침지한 다음 냉각에 의해 제품을 열처리하고; f) 제품을 5-11%로 연신한 다음; g) 가열에 의해 제품을 노화시킨다.
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