(57)【要約】本発明は、耐疲労破壊性が改善された７ｘｘｘシリーズアルミニウム合金プレート製品を製造する方法に関し、この方法は、以下のステップ（ａ）（重量％で）以下、Ｚｎ５〜９、Ｍｇ１〜３、Ｃｕ０〜３、残余のアルミニウム及び付随する元素および不純物を含む、７ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金で作られたインゴットを鋳造することと、（ｂ）この鋳造インゴットを均質化および／または予熱することと、（ｃ）このインゴットを複数の圧延パスで圧延することにより、インゴットをプレート製品に熱間圧延することであって、プレートの中間の厚さが８０〜２２０ｍｍの場合、少なくとも大圧下熱間圧延パスがプレート製品の最終厚さが７５ｍｍ未満である場合、少なくとも２５％の厚さの減少で行われるという点で特徴付けられる、ことを含む。本発明はまた、この方法によって製造されたアルミニウム合金プレート製品および航空宇宙構造部材にも関する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐疲労破壊性が向上した７ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金プレート製品の製造方法であって、この方法は以下のステップ、
（ａ）            ７ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金のインゴットを鋳造することであって、前記アルミニウム合金は（重量％で）、
Ｚｎ            ５〜９、
Ｍｇ            １〜３、
Ｃｕ            ０〜３、
Ｆｅ            最大０．２０まで、
Ｓｉ            最大０．１５まで、
Ｚｒ            最大０．５まで、好ましくは０．０３〜０．２０、
残余のアルミニウム及び不純物、を含むアルミニウム合金のインゴットを鋳造することと、
（ｂ）前記鋳造インゴットを均質化および／または予熱することと、
（ｃ）前記インゴットを複数の圧延パスで圧延することにより、前記インゴットをプレート製品に熱間圧延することであって、このプレートの中間の厚さが８０〜２２０ｍｍの場合、少なくとも１つの大圧下熱間圧延パスが、少なくとも２５％の厚さの減少で実行されることによって特徴づけられることと、を含み、
ここで、前記プレート製品は、７５ｍｍ未満、好ましくは５０ｍｍ未満の最終厚さを有する、前記製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の方法であって、さらに、以下のステップ、
（ｄ）前記プレート製品の溶体化処理、
（ｅ）前記溶体化処理されたプレート製品の、好ましくはクエンチングによる冷却、
（ｆ）必要に応じて、前記溶体化処理および冷却されたプレート製品を延伸すること、
（ｇ）前記溶体化処理および冷却されたプレート製品の人為的エイジング、を含む、前記方法。
【請求項３】
前記方法が、最終ゲージへの冷間圧延ステップを含まない、請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
前記大圧下熱間圧延パスが、少なくとも３０％、好ましくは少なくとも３５％の厚さ減少で実行される、請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
【請求項５】
前記大圧下熱間圧延パスの間の変形速度が、＜１ｓ−１、好ましくは≦０．８ｓ−１である、請求項１〜４のいずれか１項に記載の方法。
【請求項６】
前記大圧下熱間圧延パスの前に前記プレートの中間の厚さが１００ｍｍと２００ｍｍとの間、好ましくは１２０ｍｍと２００ｍｍとの間である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
【請求項７】
前記アルミニウム合金中の前記Ｓｉ含有量及び／又は前記Ｆｅ含有量が０．０５重量％以上である、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法。
【請求項８】
前記アルミニウム合金が以下からなる組成物を有する、請求項１〜７のいずれか１項に記載の方法、
Ｚｎ            ５％〜９％、好ましくは５．５％〜８．５％、
Ｍｇ            １％〜３％、
Ｃｕ            ０％〜３％、好ましくは０．３％〜３％、
Ｓｉ            最大０．１５％まで、好ましくは最大０．１０％まで、
Ｆｅ            最大０．２０％まで、好ましくは最大０．１５％まで、
以下からなる群より選択される１つ以上の元素、
Ｚｒ            最大０．５％まで、好ましくは０．０３％〜０．２０％、
Ｔｉ            最大０．３％まで
Ｃｒ            最大０．４％まで
Ｓｃ            最大０．５％まで
Ｈｆ            最大０．３％まで
Ｍｎ            最大０．４％まで
Ｖ              最大０．４％まで
Ａｇ            最大０．５％まで、
アルミニウム及び不純物である残余。
【請求項９】
前記アルミニウム合金がＡＡ７０５５に従った組成を有する、請求項１〜８のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１０】
前記プレート製品の最終的な厚さが４５ｍｍ未満、好ましくは４０ｍｍ未満、及びより好ましくは３５ｍｍ未満である、請求項１〜９のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１１】
前記プレート製品の最終的な厚さが１０ｍｍ超、好ましくは１２．５ｍｍ超、より好ましくは１５ｍｍ超、最も好ましくは１９ｍｍ超である、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１２】
前記方法ステップ（ｃ）において、熱間圧延機の入口温度が３８０℃超、好ましくは３９０℃超である、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１３】
前記プレート製品が、Ｔ７テンパー、好ましくはＴ７９またはＴ７７テンパーに対して人為的にエイジングされる、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１４】
請求項１〜１３のいずれか１項によって製造され、耐疲労破壊性が向上したアルミニウム合金プレート製品。
【請求項１５】
請求項１〜１３のいずれか１項に記載の方法により得られた前記アルミニウム合金プレート製品から製造された航空宇宙構造部材。
【請求項１６】
航空機の構造部材の前記製造のための、請求項１〜１３のいずれか１項によって製造されたアルミニウム合金プレート製品の使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐疲労破壊性が向上した７ｘｘｘシリーズアルミニウム合金プレート製品の製造方法に関する。このプレート製品は、翼の外板パネル及び部材、その他の高強度エンドユーザーなどの航空宇宙構造用途に理想的に適用可能である。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−（Ｃｕ）タイプの合金またはＡＡ７ｘｘｘシリーズの合金は、５０年超にわたって航空機の構造に使用されており、特に翼の部材には、例えば、とりわけＡＡ７０５５シリーズの合金が使用されている。これらのアルミニウム合金は、強度、破壊靭性、及び耐食性の必要なバランスを備えており、かつ翼の上部外板パネルなどの構造航空宇宙用途に特に適している。これは、例えば、米国特許第５，２２１，３７７に開示されている。この米国特許は、これらの高い機械的特性を得るために、合金を３段階の人為的エイジングプロセスに供する必要があることを開示している。ただし、この米国特許は、ＡＡ７０５５合金の耐疲労破壊性の特性は扱ってはいない。
【０００３】
航空機メーカーにとって、耐久性、及び損傷許容性、ならびに耐疲労破壊性に優れた高強度構造部品が非常に望ましいことは公知である。耐久性及び損傷許容性によって、航空機の検査間隔が長くなる可能性がある。航空機は通常、初期検査と航空機の耐用年数中の定期検査という２種類の検査を必要とする。検査を実施するには航空機を使用停止にする必要があるため、各種の検査には非常にコストがかかる。検査には、詳細な目視検査、ならびに外部および内部構造の広範な非破壊検査が必要になる場合がある。
【０００４】
米国特許第７，０９７，７１９号では、ＡＡ７０５５シリーズ合金の耐疲労破壊性が、後にＡＡ７２５５合金として登録された最適化された合金組成を使用することによって改善され得ることを開示している。ただし、耐疲労破壊性を向上させるには、ＡＡ７２５５合金の方がＡＡ７０５５合金よりもＳｉレベル及びＦｅレベルの上限がはるかに厳しいことが必要である。特に、この米国特許によって、ＡＡ７０５５よりも低いＳｉおよびＦｅレベル（すなわち、０．０６重量％未満、好ましくは０．０４重量％未満のＳｉおよびＦｅ濃度）を有するＡＡ７２５５合金から製造された製品が、より優れた耐疲労破壊性を示すことが開示されている。特に、この米国特許は、実施例において、０．０２９重量％未満のＳｉおよび０．０３９重量％未満のＦｅを有する合金が（標準ＡＡ７０５５の範囲内にＣｕ、Ｍｇ、ＺｎおよびＺｒを維持しながら）、ＳｉおよびＦｅレベルが高い場合の標準ＡＡ７０５５製品に関して、疲労寿命の改善を達成したことを開示している。したがって、標準のＡＡ７０５５製品に対するＡＡ７２５５アルミニウム合金製品の疲労寿命が改善され得る。このような改善により、航空機構造の検査間隔が遅れる。しかし、不純物のＳｉ及びＦｅの含有量をこのように非常に低いレベルに保つと、非常に高純度の材料が調達されるので、製造されるアルミニウム合金のコストが増大する。
【０００５】
航空機が使用中に受ける周期的応力に起因して、疲労性能、特に耐疲労破壊性はアルミニウム合金航空宇宙材料の重要な工学的パラメータであるので、ＡＡ７０５５シリーズ合金を含む、ＡＡ７ｘｘｘシリーズ合金の耐疲労破壊性をさらに改善またはさらに進歩させる必要がある。
【０００６】
したがって、望ましい強度、靭性、及び耐食性、ならびに高い耐疲労破壊性を備えたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−（Ｃｕ）タイプの合金が必要とされている。高い耐疲労破壊性を示す航空機構造部品も必要とされている。
【発明の概要】
【０００７】
発明の目的
本発明の目的は、７ｘｘｘシリーズ合金と比較して高い耐疲労破壊性を有する７ｘｘｘシリーズアルミニウム合金プレート製品、特に従来の方法によって作製された同様の寸法およびテンパーのＡＡ７０５５アルミニウム合金プレート製品を製造する方法を提供することである。
【０００８】
本発明の別の目的は、ＡＡ７０５５プレート製品よりも改善された耐疲労破壊性を有するアルミニウム合金プレート製品を提供することである。
【０００９】
改良された耐疲労性アルミニウム合金プレート製品から、上翼の外板などの航空宇宙構造部材を提供することも別の目的である。
【００１０】
発明の詳細な説明
これら及び他の目的及び更なる利点は、耐疲労破壊性が向上した航空宇宙プレート製品として使用するために理想的に適した、７５未満ｍｍ、好ましくは５０ｍｍ未満の最終厚さまたは最終ゲージのアルミニウム合金圧延プレート製品の製造方法を提供する本発明によって満たされるか又は上回られ、この方法は、次のステップをその順序で含む：
（ａ）            ７ｘｘｘシリーズのアルミニウム合金のインゴットを鋳造することであって、このアルミニウム合金は（重量％で）、以下、
Ｚｎ            ５〜９、
Ｍｇ            １〜３、
Ｃｕ            ０〜３、
Ｆｅ            最大０．２０まで、
Ｓｉ            最大０．１５まで、
Ｚｒ            最大０．５まで、好ましくは０．０３〜０．２０、
残余のアルミニウム及び不純物を含むアルミニウム合金、を鋳造することと、
（ｂ）            この鋳造インゴットを均質化および／または予熱することと、
（ｃ）            このインゴットを複数の圧延パスで圧延することにより、このインゴットをプレート製品に熱間圧延することであって、ここでこのプレートの中間の厚さが８０〜２２０ｍｍ、好ましくは１００〜２００ｍｍの場合、少なくとも１つの大圧下熱間圧延パスが、少なくとも２５％の厚さの減少で実行されることと、
（ｄ）            必要に応じて、プレート製品を、好ましくはクエンチングによって、溶体化処理および周囲温度への冷却することと、
（ｅ）            必要に応じて、溶体化処理されたプレート製品を伸ばすことと、
（ｆ）            必要に応じて、プレート製品を人為的にエイジングすること。
【００１１】
アルミニウム合金の文脈における「含む」という用語は、以下に例示されるように、合金がさらなる合金化元素を含み得るという意味で理解されるべきである。
【００１２】
本発明による方法は、重量％で、以下の組成からなる、広範囲の７ｘｘｘシリーズアルミニウム合金に適用され得る、
【００１３】
Ｚｎ            ５％〜９％、好ましくは５．５％〜８．５％、より好ましくは７％〜８．５％、
Ｍｇ            １％〜３％、
Ｃｕ            ０％〜３％、好ましくは０．３％〜３％、
Ｓｉ            最大０．１５％まで、好ましくは最大０．１０％まで、
Ｆｅ            最大０．２０％まで、好ましくは最大０．１５％まで、
以下からなる群より選択される１つ以上の元素、
Ｚｒ            最大０．５％まで、好ましくは０．０３％〜０．２０％、
Ｔｉ            最大０．３％まで
Ｃｒ            最大０．４％まで
Ｓｃ            最大０．５％まで
Ｈｆ            最大０．３％まで
Ｍｎ            最大０．４％まで
Ｖ              最大０．４％まで
Ａｇ            最大０．５％まで、および
アルミニウム及び不純物である残余。通常、このような不純物はそれぞれ＜０．０５％、合計＜０．１５％存在する。
【００１４】
さらなる実施形態において、このアルミニウム合金は、ＡＡ７０１０、ＡＡ７０４０、ＡＡ７１４０、ＡＡ７４４９、ＡＡ７０５０、ＡＡ７１５０、ＡＡ７０５５、ＡＡ７２５５、ＡＡ７０８１、ＡＡ７１８１、ＡＡ７０８５、ＡＡ７１８５、ＡＡ７０９０、ＡＡ７０９９、ＡＡ７１９９、およびその改変の範囲内の化学組成を有する。
【００１５】
特定の実施形態では、このアルミニウム合金は、ＡＡ７０５５の範囲内の化学組成を有する。
【００１６】
本明細書において以下のとおり明らかなように、特に明記されていない限り、アルミニウム合金という呼称及びテンパーという呼称は、２０１６年にＡｌｕｍｉｎｉｕｍ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎが発行したＡｌｕｍｉｎｕｍ  Ｓｔａｎｄａｒｄｓ  ａｎｄ  Ｄａｔａ  ａｎｄ  ｔｈｅ  Ｒｅｇｉｓｔｒａｔｉｏｎ  ＲｅｃｏｒｄｓのＡｌｕｍｉｎｉｕｍ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎの呼称を指し、それは当業者には周知である。
【００１７】
合金組成または好ましい合金組成の任意の説明において、パーセンテージへの全ての言及は、特に明記しない限り、重量パーセントによるものである。
【００１８】
本明細書で使用する場合、「≦」「最大」及び「最大で約」という用語は、それが言及する特定の合金化成分のゼロ重量パーセントという可能性を明示的に含むが、これに限定されない。例えば、最大０．４％のＣｒには、Ｃｒを含まない合金が含まれる場合がある。
【００１９】
本発明の方法では、好ましくは、プレート製品を最終ゲージ（厚さ）に圧延するときに冷間圧延ステップを実行せず、最終プレート製品における工学的特性のバランスに悪影響を与える、後続の溶体化処理ステップ中の少なくとも部分的な再結晶化を回避する。
【００２０】
圧延プレート製品の最終的な厚さは、７５ｍｍ未満、好ましくは５０ｍｍ、好ましくは４５ｍｍ未満、より好ましくは４０ｍｍ未満、最も好ましくは３５ｍｍ未満である。有用な実施形態では、プレート製品の最終的な厚さは、１０ｍｍを超え、好ましくは１２．５ｍｍを超え、より好ましくは１５ｍｍを超え、最も好ましくは１９ｍｍを超える。
【００２１】
このアルミニウム合金は、鋳造製品の技術分野で一般的な鋳造技術（例えば、ＤＣ鋳造、ＥＭＣ鋳造、ＥＭＳ鋳造）を使用し、及び好ましくは、３００ｍｍ以上（例えば、４００ｍｍ、５００ｍｍまたは６００ｍｍ）の範囲の厚さを有することによって、圧延インゴットまたはスラブとして提供され得る。あまり好ましくない基準では、連続鋳造から生じるスラブ、例えばベルトキャスターまたはロールキャスターも使用してもよく、これは特により薄いゲージの最終製品を製造するときに有利である可能性がある。当技術分野で周知のように、チタンとホウ素、またはチタンと炭素を含むものなどの結晶成長抑制剤も使用してもよい。圧延合金ストックを鋳造した後、そのインゴットは通常、スカルピングされて、インゴットの鋳造表面近くの偏析ゾーンが除去される。
次に、圧延インゴットは均質化および／または予熱される。
【００２２】
均質化熱処理の目的は、以下の目的を有することが当技術分野で公知である、（ｉ）凝固中に形成される粗い可溶性相を可能な限り溶解すること、および（ｉｉ）溶解ステップを容易にするために濃度勾配を低減すること。予熱処理は、これらの目的のうちいくつかも達成する。
【００２３】
一般に、予熱とは、インゴットを設定温度に加熱し、この温度で設定時間浸漬した後、ほぼその温度で熱間圧延を開始することを指す。均質化とは、均質化後の最終温度が周囲温度である圧延インゴットに適用される加熱および冷却サイクルを指す。
【００２４】
本発明による方法で用いられるＡＡ７ｘｘｘシリーズ合金について典型的な予熱処理は、２〜５０時間、より典型的には２〜２０時間の範囲の浸漬時間で、４００℃〜４６０℃という温度であろう。
【００２５】
最初に、合金ストックのＳ相、Ｔ相、及びＭ相などの可溶性共晶相は、通常の業界慣行を使用して溶解される。これは通常、ストックを５００℃未満の温度、通常は４５０℃〜４９０℃の範囲で加熱することによって実行される、なぜなら、Ｓ相共晶相（Ａｌ２ＭｇＣｕ相）がＡＡ７ｘｘｘシリーズ合金では約４８９℃という融点であり、Ｍ相（ＭｇＺｎ２相）の融点が約４７８℃であるためである。当技術分野で知られているように、これは、前記温度範囲での均質化処理によって達成され、熱間圧延温度まで冷却されるか、または均質化後、熱間圧延の前にストックが引き続き冷却および再加熱される。定期的な均質化プロセスは、所望の場合、２つ以上のステップで行ってもよく、そしてこれは、典型的には、ＡＡ７ｘｘｘシリーズ合金について４３０℃〜４９０℃の温度範囲で行われる。例えば、二段階プロセスにおいて、正確な合金組成に応じて種々の相の溶解プロセスを最適化するために４５５℃〜４６５℃の第１ステップ、及び４７０℃〜４８５℃の第２ステップがある。
【００２６】
業界慣行に従った均質化温度での浸漬時間は、当業者に周知であるように合金に依存し、一般に１〜５０時間の範囲である。適用することができる加熱速度は、当技術分野で一般的なものである。
【００２７】
インゴットの熱間圧延は、通常、熱間圧延機で複数の熱間圧延パスを使用して実行される。熱間圧延パスの回数は、通常、１５〜３５の間、好ましくは２０〜２９の間である。熱間圧延プレート製品が８０ｍｍ〜２２０ｍｍ、好ましくは１００ｍｍ〜２００ｍｍという中間の厚さに達したとき、この方法は、少なくとも約２５％、好ましくは少なくとも約３０％、最も好ましいのは少なくとも約３５％という厚さの減少を伴う少なくとも１つの大圧下熱間圧延パスを適用する。有用な実施形態では、この大圧下パスにおける厚さの減少は、７０％未満、好ましくは６０％未満、より好ましくは５０％未満である。圧延パスの「厚さの減少」は、減少率とも呼ばれ、好ましくは、個々の圧延パスにおいてプレートの厚さが減少するパーセンテージである。
【００２８】
このような少なくとも１つの大圧下熱間圧延パスは、７ｘｘｘシリーズのプレート製品を製造する際の従来の工業用熱間圧延方法では実行されない。したがって、本発明の非限定的な例による、８０ｍｍ〜２２０ｍｍの間の熱間圧延パスは、以下のように説明され得る（プレート中間厚さを見る）：２０３ｍｍ−１９０ｍｍ−１７７ｍｍ−１６７ｍｍ−１１７ｍｍ−１０２ｍｍ−９２ｍｍ。１６７ｍｍ〜１１７ｍｍへの大圧下熱間圧延パスは、約３０％の厚さの減少に相当する。従来の熱間圧延プロセスによって製造されたアルミニウム合金プレートの場合、各熱間圧延パスの厚さの減少は、８０ｍｍ〜２２０ｍｍの中間の厚さである場合、通常９％〜１８％の間である。したがって、従来の方法の例による、８０ｍｍ〜２２０ｍｍの熱間圧延パスは、以下のように説明され得る（プレートの中間の厚さを見る）：２０３ｍｍ−１８８ｍｍ−１６６ｍｍ−１４４ｍｍ−１２４ｍｍ−１０４ｍｍ−９２ｍｍ。したがって、本発明による方法は、少なくとも１つの大圧下熱間圧延パスが実行される熱間圧延ステップを定義する。この大圧下パスは、少なくとも約２５％、好ましくは少なくとも約３０％、より好ましくは少なくとも約３５％の厚さの減少によって定義される。
【００２９】
大圧下パスの前後の本発明の方法の熱間圧延パスは、従来の熱間圧延方法の熱間圧延パスの圧下率に匹敵する圧下率を有する。したがって、大圧下熱間圧延パスの前後の各熱間圧延パスは、８％〜１８％の間の厚さの減少を有する可能性がある。厚さの減少は、プレートの厚さ、例えば、３００ｍｍを超える厚いプレートまたは３０ｍｍ未満の薄いプレートに応じて変化するため、プレート製品の中間の厚さが２２０ｍｍ〜８０ｍｍ、好ましくは２００ｍｍ〜１００ｍｍ、最も好ましくは２００ｍｍ〜１２０ｍｍに達しているときに、大圧下ステップが実行されることが請求される方法の特徴である。この厚さは、プレート製品の厚さ全体にわたって高い変形／せん断が一貫することを確実にするように選択される。２２０ｍｍより厚いプレート製品の場合、プレート全体で一貫した変形を確保することはより困難である。通常、より厚いプレート製品では、そのプレート製品の中央（半分の厚さ）の変形は、４分の１の厚さの位置または表面下の領域よりも少なくなる。
【００３０】
好ましくは、１回の大圧下熱間圧延パスが実行される。代替の実施形態では、２つの大圧下熱間圧延パスが実行される。１つの大圧下熱間圧延パスが適用される場合、この大圧下熱間圧延パスは、好ましくは、複数の熱間圧延パスの最後の７つまたは８つのパスのうちの１つである。
【００３１】
熱間圧延プロセスを開始する前に、圧延インゴットは、当技術分野で通常の温度であり、例えば、３９０℃〜４８０℃、好ましくは４００℃〜４６０℃、より好ましくは、４００℃〜４３０℃、例えば、４１０℃という当業者に公知の温度に予熱される。したがって、熱間圧延機の入口温度を３８０℃超、好ましくは３９０℃超に維持することが可能である。熱間圧延パスの最高温度は４５０℃以下である。なぜなら、これは、Ｓ相の粗大化がこの温度を超えると発生する可能性があり、初期溶融のリスクがあることが観察されているためである。
【００３２】
最終厚さが５０ｍｍ未満のプレート製品を製造する場合、熱間圧延プロセス中の変形速度も最終プレート製品の特性に影響を与えることがわかっている。したがって、この方法の有用な実施形態における少なくとも１回の大圧下パス中の変形速度は、好ましくは＜１ｓ−１よりも低く、好ましくは≦０．８ｓ−１である。この激しいせん断は、構成粒子、例えば、Ｆｅに富む金属間化合物の破壊を引き起こすと考えられている。
【００３３】
圧延パスごとの熱間圧延中の変形速度は、次の式で表され得る。
2021526591.tif 000003
【００３４】
変形速度は、時間に対する材料のひずみ（変形）の変化である。これは「ひずみ速度」と呼ばれることもある。この式は、アルミニウム合金プレートの入口の厚さ及び出口の厚さだけでなく、作業ロールの圧延速度も変形速度に影響を与えることを示している。
【００３５】
従来の工業規模の熱間圧延の実践では、各圧延パスの変形速度は通常２ｓ−１以上である。既に上記で概説したように、この大圧下パスの間の本発明による方法の実施形態によれば、変形速度は、＜１ｓ−１に、好ましくは≦０．８ｓ−１に低下される。低い変形速度を使用することにより、プレート材料内でより強いせん断を達成することが可能である。
【００３６】
さらに、本発明により製造されたアルミニウム合金プレート製品をすることができ、所望であれば、溶体化処理（ＳＨＴ）し、好ましくは、クエンチングによって冷却し、延伸して、最終ゲージステップへの熱間圧延後の人為的にエイジングしてもよい。溶体化処理（ＳＨＴ）を行う場合は、熱間圧延前の均質化熱処理と同様に、プレート製品を通常４３０℃〜４９０℃の範囲の温度に加熱して、可溶性亜鉛、マグネシウムおよび銅のすべてまたは実質的にすべての部分を溶液に入れる。高温で設定された浸漬時間の後、プレート製品を急速に冷却またはクエンチングして、溶体化処理手順を完了する必要がある。そのようなクエンチングは、好ましくは、例えば水浸またはウオータージェットによるウオータークエンチングによって行われる。
【００３７】
周囲温度に冷却した後、プレート製品を元の長さの０．５％〜８％の範囲で伸ばすことによってさらに冷間加工して、その中の残留応力を緩和し、製品の平坦性を向上させてもよい。好ましくは、延伸は、０．５％〜５％、より好ましくは１％〜３％の範囲である。
【００３８】
好ましい実施形態では、本発明により得られたプレート製品は人為的にエイジングされる。当技術分野で公知の全てのエイジングの実務およびその後に開発され得るものは、必要な強度および他の工学的特性を開発するために、本発明による方法によって得られるＡＡ７０００シリーズ合金製品に適用してもよい。
【００３９】
特に好ましい実施形態では、プレート製品を、Ｔ７テンパーに、好ましくはＴ７９またはＴ７７テンパーに人為的にエイジングする。人為的エイジングステップは、１つのステップまたは複数のエイジングステップで実行され得る。好ましくは、２段階のエイジング手順が実行される。
【００４０】
次に、これらの熱処理されたプレートの切片から、より一般的には人為的エイジング後、所望の構造形状、例えば、一体型翼桁を機械加工する。
【００４１】
本発明の利点は、アルミニウム合金製品が、その鉄およびケイ素含有量を非常に低いレベルに維持する必要なしに、改善された耐疲労破壊性を示すということである。従来技術によれば、一般に、ＦｅおよびＳｉは両方とも耐疲労破壊性に有害であると考えられている。しかし、本発明の方法によって製造されたアルミニウム合金プレート製品は、ＦｅおよびＳｉの存在に対してはるかに耐性であり、一方では依然として高い耐疲労破壊性などの特性の必要なバランスを提供する。ある実施形態では、この合金は０．０５％超、好ましくは０．０６％超のＦｅを含んでもよい。一実施形態では、それは、０．０５％を超える、好ましくは０．０６％を超えるＳｉを含んでもよい。さらに好ましい実施形態では、Ｆｅ含有量およびＳｉ含有量のそれぞれが０．０７重量％以上である。別の実施形態では、Ｓｉ含有量は０．０６％〜０．１０％の間であり、Ｆｅ含有量は０．０６％〜０．１５％内である。したがって、例えば、市販のＡＡ７０５５アルミニウム合金は、請求された方法で使用してもよい。
【００４２】
他の実施形態では、特性のさらなる改善を達成するために、ＦｅおよびＳｉレベルは非常に低いレベルに保たれる。例えば、Ｆｅ含有量は、０．０５％未満、好ましくは０．０３％未満に維持されてもよく、Ｓｉ含有量は、０．０５％未満、好ましくは０．０３％未満であってもよい。
【００４３】
本発明によって製造されたＡＡ７０００シリーズ合金プレート製品は、航空宇宙構造部品として、とりわけ、胴体フレーム部材、上翼板、下翼板、機械加工部品用の厚板、縦通材のための薄いシート、円柱部材、リブ部材、床梁部材、及び隔壁部材として使用され得る。
【００４４】
特定の実施形態では、アルミニウム合金プレート製品は、翼パネルまたは部材として、より具体的には、上部翼パネルまたは部材として使用される。
【００４５】
したがって、本発明によって製造されたプレート製品は、さもなければ同じ寸法及び同じテンパーに加工されたアルミニウム合金のこのタイプの従来の標準的な方法に従って製造されたプレート製品と比較して特性が改善されている。
【００４６】
本発明の実施形態を非限定的な例としてここに説明しており、最新技術を代表する比較例も示す。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】本発明の方法に従って調製されたプレートおよび従来の方法によって調製されたプレートについての最大正味応力対破壊までのサイクルのグラフである。
【図２】本発明の方法により作製されたプレートと従来の方法により作製されたプレートとの平均対数疲労寿命を示すグラフであり、平均に対応するデータ点を線で結んでいる。
【発明を実施するための形態】
【実施例】
【００４８】
圧延インゴットは、表１に示す組成であるアルミニウム合金ＡＡ７０５５のＤＣ鋳造である。
表１
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【００４９】
圧延インゴットの厚さは約４００ｍｍであった。インゴットの均質化は、４６５℃（第１段階）と４７５℃（第２段階）の２段階の均質化手順で実行され、その後、周囲温度に冷却された。スカルピング後、インゴットを熱間圧延のために４１０℃に予熱した。熱間圧延は、作業ロール半径が約５７５ｍｍである熱間圧延機で行った。ロットＡおよびＢは、本発明に従って処理され、すなわち、両方のロットは、熱間圧延プロセス中に大圧下パスを受けた。大圧下圧延パス中に、ロットＡは約３０％（１６７ｍｍ〜１１７ｍｍ）の厚さ減少を受け、ロットＢは約２８％（１６５ｍｍ〜１１８ｍｍ）の厚さ減少を受けた。この大圧下パス中の圧延速度は約２５ｍ／分であり、変形速度は約０．５３ｓ−１であった。ロットＣ、Ｄ、およびＥは、従来の熱間圧延法に従って処理された（２２０ｍｍ〜８０ｍｍの厚さの各熱間圧延パスで９％〜１８％の厚さの減少）。標準の熱間圧延パス中の圧延速度は約１０５ｍ／分であり、変形速度は１．６１ｓ−１（入口の厚さ１８８ｍｍ）〜２．２７ｓ−１（入口の厚さ１２３ｍｍ）の間であった。プレートＡは２７回の熱間圧延パスを受け、大圧下パスはパス番号１９であった。プレートＢは２５回の熱間圧延パスを受け、大圧下パスはパス番号１７であった。
【００５０】
熱間圧延プロセス後のプレートＡ、Ｃ、およびＥの最終厚さは１９ｍｍであり、プレートＢおよびＤの最終厚さは熱間圧延プロセス後２５．４ｍｍであった。熱間圧延後、最終厚さの全てのプレートを約４７０℃の温度で溶体化熱処理し、クエンチングし、約２％延伸した。人為的エイジングステップを適用し、プレート製品をＴ７９５１状態にさせた。
【００５１】
疲労試験は、正味応力集中係数Ｋｔが２．３という単一の開放孔試験クーポンを使用して、ＤＩＮ  ＥＮ  ６０７２に従って実施した。試験クーポンは、長さ１５０ｍｍ×幅３０ｍｍ×厚さ３ｍｍで直径１０ｍｍの単一の孔であった。この孔は両側に０．３ｍｍの深さまで皿穴をあけた。試験クーポンは、Ｒ＝０．１の応力比（最小荷重／最大荷重）で軸方向に応力を加えた。試験周波数は２５Ｈｚで、試験は高湿度空気（ＲＨ≧９０％）で実行した。これらの試験の個々の結果を、表２ならびに図１および２に示す。図２の線は、計算された対数平均データポイント間の補間である。
【００５２】
表２
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【００５３】
図１では、本発明の方法を使用することにより、従来の方法で調製されたＡＡ７０５５合金プレートと比較して、疲労寿命を大幅に改善し、したがって耐疲労破壊性を大幅に改善可能であることが示されている。たとえば、１７５ＭＰａの正味断面応力が適用された場合、プレートＡの寿命は４７０４２１サイクルであり、ＡＡ７０５５合金、つまり寿命が１４２６５５サイクルの合金ＣおよびＥと比較して寿命の３．２倍の向上に相当している。したがって、本発明の方法によって調製され、最終的な厚さが１９ｍｍである合金において、２０００００サイクルの寿命（図２の対数平均曲線を参照）は、従来の規格による７０５５合金の１７５ＭＰａと比較して、本発明の約２１０ＭＰａという最大正味応力に相当する。これは２０％以上の改善を意味し、これを航空機メーカーが利用して航空機の設計応力を増大させ得、それによって航空機の同じ検査間隔を維持したままで重量を節約し得る。
【００５４】
図２は、本発明の方法に従って製造されたロットＡおよびＢの対数平均を、図１と同じ合金の従来の方法に従って製造されたロットＣ、Ｄ、およびＥの対数平均と比較したものであり、計算された対数平均データポイント間の補間を示す線が付いている。この図から、本発明の方法は、同じ合金組成を使用することにより、従来の方法よりも疲労寿命の改善につながることが明らかである。
【００５５】
本発明は、前述した実施形態に限定されるものではなく、添付の特許請求の範囲によって定義される本発明の範囲内で広く変化し得る。
【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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