(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
３．６０〜４．２５重量％の銅、１．００〜１．６０重量％のマグネシウム、０．３０〜０．８０重量％のマンガン、０．０５重量％以下のけい素、０．０７重量％以下の鉄、０．０６重量％以下のチタン、０．００２重量％以下のベリリウム、残部がアルミニウムおよび不可避元素および不純物から成る２０００系アルミニウム合金板であって、
前記２０００系アルミニウム合金板が、Ｍｇ２Ｓｉを含有する所定の２０００系アルミニウム合金の熱処理温度よりも高い温度で熱処理され、
前記２０００系アルミニウム合金板が、破壊耐性を有し、少なくとも１つの破壊耐性が、標準とされる２３２４−Ｔ３９合金の平均値に比べて最少で５％向上され、
前記破壊耐性は、
（ｉ）平面歪み破壊靭性ＫＩＣ、
（ｉｉ）平面応力破壊靭性Ｋapp、
（ｉｉｉ）Ｒ＝０．１、ＲＨが９０％よりも大きい場合に、０．２５４μｍ／サイクルの疲労亀裂の成長速度での応力度因子範囲ΔＫ、および
（ｉｖ）前記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の組合わせ
から成る群から選ばれる、２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２】
銅が３．８５〜４．０５重量％、マグネシウムが１．２５〜１．４５重量％である請求項１に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項３】
前記向上が最少で５．５％である請求項１または請求項２に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項４】
前記向上が最少で６％である請求項１または請求項２に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項５】
前記向上が最少で６．５％である請求項１または請求項２に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項６】
前記向上が最少で７％である請求項１または請求項２に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項７】
前記向上が最少で７．５％である請求項１または請求項２に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項８】
前記ＫＩＣが最小で２．１ＭＰａ√ｍ向上されている請求項１に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項９】
前記ＫＩＣが最小で２．２ＭＰａ√ｍ向上されている請求項３に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１０】
前記ＫＩＣが最小で２．４ＭＰａ√ｍ向上されている請求項４に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１１】
前記ＫＩＣが最小で２．６ＭＰａ√ｍ向上されている請求項５に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１２】
前記ＫＩＣが最小で２．９ＭＰａ√ｍ向上されている請求項６に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１３】
前記ＫＩＣが最小で３．１ＭＰａ√ｍ向上されている請求項７に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１４】
前記Ｋａｐｐが最小で５．４ＭＰａ√ｍ向上されている請求項１または請求項８から請求項１３までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１５】
前記Ｋａｐｐが最小で５．９ＭＰａ√ｍ向上されている請求項３または請求項８から請求項１３までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１６】
前記Ｋａｐｐが最小で６．５ＭＰａ√ｍ向上されている請求項４または請求項８から請求項１３までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１７】
前記Ｋａｐｐが最小で７．０ＭＰａ√ｍ向上されている請求項５または請求項８から請求項１３までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１８】
前記Ｋａｐｐが最小で７．６ＭＰａ√ｍ向上されている請求項６または請求項８から請求項１３までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項１９】
前記Ｋａｐｐが最小で８．１ＭＰａ√ｍ向上されている請求項７または請求項８から請求項１３までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２０】
０．２５４μｍ／サイクルの疲労亀裂の成長速度でのΔＫが、Ｒ＝０．１、ＲＨが９０％よりも大きい場合に、最小で０．７１ＭＰａ√ｍ向上されている請求項１または請求項８から請求項１９までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２１】
０．２５４μｍ／サイクルの疲労亀裂の成長速度でのΔＫが、Ｒ＝０．１、ＲＨが９０％よりも大きい場合に、最小で０．７９ＭＰａ√ｍ向上されている請求項３または請求項８から請求項１９までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２２】
０．２５４μｍ／サイクルの疲労亀裂の成長速度でのΔＫが、Ｒ＝０．１、ＲＨが９０％よりも大きい場合に、最小で０．８６ＭＰａ√ｍ向上されている請求項４または請求項８から請求項１９までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２３】
０．２５４μｍ／サイクルの疲労亀裂の成長速度でのΔＫが、Ｒ＝０．１、ＲＨが９０％よりも大きい場合に、最小で０．９３ＭＰａ√ｍ向上されている請求項５または請求項８から請求項１９までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２４】
０．２５４μｍ／サイクルの疲労亀裂の成長速度でのΔＫが、Ｒ＝０．１、ＲＨが９０％よりも大きい場合に、最小で１．００ＭＰａ√ｍ向上されている請求項６または請求項８から請求項１９までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２５】
０．２５４μｍ／サイクルの疲労亀裂の成長速度でのΔＫが、Ｒ＝０．１、ＲＨが９０％よりも大きい場合に、最小で１．０８ＭＰａ√ｍ向上されている請求項７または請求項８から請求項１９までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２６】
けい素が０．０４重量％未満のときに前記熱処理温度が摂氏で０．５６、１．１１、１．６７、２．２２、または２．７８゜（華氏で１、２、３、４、または５゜）上昇される請求項１から請求項２５までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２７】
けい素が０．０３重量％未満のときに前記熱処理温度が摂氏で０．５６、１．１１、１．６７、２．２２、または２．７８゜（華氏で１、２、３、４、または５゜）上昇される請求項１から請求項２６までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２８】
前記２０００系アルミニウム合金が航空宇宙用製品の構造部材である請求項１から請求項２７までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【請求項２９】
前記２０００系アルミニウム合金が翼下面の一部である請求項１から請求項２８までのいずれか１項に記載された２０００系アルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、翼および構造手段として使用される２０００系合金プレートを、航空宇宙での応用例に使用することに関する。
【０００２】
アルミニウム合金に与えられる要求は、航空宇宙工業分野で製造される新規の航空機シリーズの各々でますます厳しくなってきている。飛行距離を伸ばし、また燃料の節減、エンジンに対する要求、および航空機の軽量化で達成できるその他の経済性を実現するために、航空工業分野で建造される航空機の重量を減少できるように従来世代の合金よりも強く、靭性に優れたアルミニウム合金の提供が推進される。この探求は、疑う余地無く、航空工業の分野に空気よりも軽い高靭性で高強度のアルミニウム合金を提供することである。
【０００３】
米国特許第５２１３６３９号は、良好な強度レベルにあって靭性レベルと疲労亀裂の成長に対する抵抗レベルとの改良されたアルミニウム製品を形成する２０００系合金を提供する発明である。本明細書で援用する該特許明細書に詳しく説明されているように、アルミニウム合金の処理においてしばしば同時に満たし得ない幾つかの条件の取捨（トレード・オフ）が行われており、１つの特性を妥協することなく合金の製造処理を或る程度変更して他の特性を高めることは困難である。例えば強度を高めるために合金の熱処理またはエイジングを変化させると、靭性レベルは低下する。アルミニウム合金に係わる当業者にとって、他の特性を低下させることなく、したがってその合金が意図された目的に関して望ましくない合金となすことなく、１つの特性を変化させることのできることが最終的な望みである。
【０００４】
航空宇宙用の構造製品において、破壊靭性、疲労開始に対する抵抗性、および疲労亀裂の成長に対する抵抗性のような破壊耐性（ｆｒａｃｔｕｒｅ  ｓｅｎｓｉｔｉｖｅ  ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ）は、第２相（ｓｅｃｏｎｄ  ｐｈａｓｅ）成分の存在によって悪影響を受ける。これは、使用時にその第２相成分すなわち粒子に荷重が集中して生じる応力に関係する。或る種の航空宇宙用の合金は破壊耐性を向上させるために高純度卑金属の使用が組合わされているが、それらの特性の特徴は、航空工業分野で標準と考えられる２３２４−Ｔ３９のような翼下面の表面プレート合金に所望される値、特に破壊靭性、には僅かに及ばない。これは、高純度卑金属の使用自体が合金に最大限の破壊抵抗性および疲労抵抗性を与えるのに十分でないことを示している。
【０００５】
それ故に本発明は、平面歪みおよび平面応力のふ破壊靭性を含んで成る群から選ばれた特性の向上、疲労寿命の延長、疲労亀裂の成長に対する抵抗性の向上、およびそれらの組合わせを提供する。これらは全て航空宇宙用合金に望ましい特性である。本発明の実施においてこの合金は、最高限の熱処理温度を使用する一方で、合金の溶融が開始するのを防止して、バランスのとれた組成制御を得る方法が組合わされる。高純度卑金属の使用と、経験的に導き出された方程式によるシステム的な計算とを実施することにより、主合金元素の最適レベルが決定される。したがって、鉄およびけい素、ならびに主合金元素である銅およびマグネシウムから誘導される成分の全体的な体積画分は、或る組成閾値以下に保持される。
【０００６】
上述の特性を全面的に増大させることは、それらの特性が本発明の実施によって一貫して得られるという理由により、航空宇宙工業において面を別々に設計できるようにする。本発明の合金は旅客飛行機および貨物飛行機の製造に有用であり、また特に翼下面におけるように使用時に引張り荷重を支持する航空宇宙製品の構造部材として有用となることが見い出される。
【０００７】
本発明は、約３．６０〜４．２５重量％の銅、約１．００〜１．６０重量％のマグネシウム、約０．３０〜０．８０重量％のマンガン、０．０５重量％以下のけい素、０．０７重量％以下の鉄、０．０６重量％以下のチタン、０．００２重量％以下のベリリウム、および残部のアルミニウムおよび不可避元素および不純物を含んで成るような、アルミニウム協会が定めた２０００系組成のアルミニウム合金に関する。この組成は、３．８５〜４．０５重量％の銅、1．２５〜１．４５重量％のマグネシウム、０．５５〜０．６５重量％のマンガン、０．０４重量％以下のけい素、０．０５重量％以下の鉄、０．０４重量％以下のチタン、０．００２重量％以下のベリリウム、残部のアルミニウムおよび不可避元素および不純物を含む組成で得るのが好ましい。合金組成の範囲を引用するとき、この範囲は全ての中間重量％値を含み、例えばマグネシウムに関して１．００重量％は１．０１または１．００１重量％を含み、また１．６０１から１．６４９重量％までを含む。この増分的な開示は、本発明の合金の各成分を含む。好ましいＣｕtarget組成は約１．４．０５重量％〜約４．２８重量％の組成で、これに関連してＭｇtarget組成は約１．２５〜約１．４０重量％であり、残る他の組成は先に挙げた組成と同じである。
【０００８】
本発明の実施において、熱処理温度Ｔmaxは合金の最低溶融開始温度よりも安全な範囲で低くされるが、できるだけ高い温度となるように制御されねばならず、約５０２゜Ｃ（９３５゜Ｆ）である。観察する改善は平面歪みおよび平面応力の破壊靭性、破壊に対する抵抗性、および破壊亀裂の成長に対する抵抗性、およびそれらの組合わせを含んで成る群から選ばれ、その一方において強度は基本的に保持されるのであり、これは組成を制御してＦｅおよびＳｉから誘導される第２相粒子およびＣｕおよび（または）Ｍｇから誘導される第２相粒子が熱処理時に実質的に排除されるように保証することで達成される。Ｆｅを支持する第２相粒子はＦｅ含有量の低い高純度卑金属を使用することで最少限に抑えられる。ＦｅおよびＳｉは全く含まれないのが望ましいが、その市販費用に関係することから、上述した好ましい組成範囲によるＦｅおよびＳｉ成分が本発明の目的に関して許容される。
【０００９】
合金の破壊靭性は、予め生じた亀裂または亀裂状のキズの存在によって急激に破壊が進むことに対する耐久性の評価値である。平面歪み破壊靭性ＫＩｃは平面歪みが優勢な応力状態にある厚いプレート部分の破壊靭性の評価値である。見かけの破壊靭性Ｋappは平面応力、または平面応力と平面歪みとの組み合わせが優勢な応力状態にある薄い部分の破壊靭性の評価値である。本発明の合金は、対比合金２３２４−Ｔ３９に比べて厚い部分および薄い部分の両方において急激破壊により破損することなく大きな亀裂に耐えることができる。これに代えて、本発明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて一層大きい作動応力のもとで破損を生じないで同じ亀裂寸法を許容することができる。
【００１０】
本発明の合金で観察される改善を航空機製造元で利用できる１方法は、検査間隔を長くすることで運転費用および航空機の運転不可能時間を減少させることである。部材の初期すなわち限界検査（ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ  ｉｎｓｐｅｃｔｉｏｎ）に対する飛行サイクル数は、主として合金の疲労開始に対する抵抗性、および低ΔＫの応力度因子範囲での疲労亀裂伝播に対する抵抗性に依存する。本発明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて限界検査間隔を延長させることのできる両特性で改善されることを示している。検査を繰り返さなければならない飛行サイクル数、すなわち繰り返し検査間隔は、中〜高ΔＫでの合金の疲労亀裂伝播に対する抵抗性、および破壊靭性によって決まる限界亀裂長さに依存する。再び述べるが、本発明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて繰り返し検査間隔を延長させることのできる両特性が改善されることを示している。
【００１１】
航空機製造元で本発明の合金における改善を利用できる付随的な方法は、同じ検査間隔を維持する一方において運転応力を増大し、および航空機重量を減少させることである。重量減少は、燃料交流の増大、貨物および旅客の容量の増大、および（または）航空機の飛行距離の増大をもたらす。
【００１２】
図５は温度４８８゜Ｃ（９１０゜Ｆ）、４９３゜Ｃ（９２０゜Ｆ）および４９８゜Ｃ（９３０゜Ｆ）に関するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属の計算した等温部分のプロットを示している。これらにおいて４９８゜Ｃ（９３０゜Ｆ）のプロットだけが全ての相境界線を示している。図面を明瞭にするために、また２０００系アルミニウム合金の組成が導かれる様子をよく理解できるようにするために、他の相境界線は省略されている。この等温部分は、この合金系に関する異なる温度および組成で共存している異なる相フィールドを示している。
【００１３】
例えば４９８゜Ｃ（９３０゜Ｆ）の等温部分に関して、ＭｇおよびＣｕの組成領域は４つの相フィールドに分割されている。これらの領域は線ａおよびｂにより境界された左側の単相アルミニウムマトリックスフィールド（Ａｌ）と、線ａおよびｃで境界されたＡｌとＳ（Ａｌ2ＣｕＭｇ）とで成る二相フィールド即ち二相領域と、線ｂおよびｄで境界されたＡｌとθ（Ａｌ2Ｃｕ）とで成る二相フィールドと、線ｃおよびｄで境界されたＡｌ、Ｓおよびθとで成る三相フィールド即ち三相領域とである。
【００１４】
これらの線図は、ＣｕおよびＭｇの組成ボックスすなわち限界と、Ａｌマトリックスの単相フィールドの内側に位置する合金組成の理想とする溶体化処理（ＳＨＴ）温度を定める助けを成す。図５はまた温度が下がったとき、４９３゜Ｃ（９２０゜Ｆ）および４８８゜Ｃ（９１０゜Ｆ）の相境界線に比べてＣｕおよびＭｇ組成に対してＡｌ単相フィールドが次第に収縮することも示している。これは、合金を高温度で処理することで元素の固溶度（ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ）が高まることを示している。
【００１５】
上述したように、アルミニウムマトリックスの単相フィールド内となるように等温プロットの定められた限界内に本発明の組成を制限することが重要である。これらのプロットで示されるように組成は有効な組成として定められる。実際に合金を形成するターゲットとする組成は、この有効組成とは異なり得る。何故なら、高温度ではＣｕの元素組成の一部がＦｅおよびＭｎとの反応に利用され、Ｍｇの元素組成の一部がＳｉとの反応に使用され得るのであって、これらは意図された合金形成の目的のために後で利用できないからである。これらの量は、図５の等温プロットにおけるように平衡線図で考慮するにより、必要な有効組成レベルと成すために不可欠の余剰量を追加して与えられる。例えば、図５を参照すれば、４９５．５゜Ｃ（９２５゜Ｆ）の単相フィールド内に残っている１．４５重量％のＭｇに対する最大Ｃｕ量は、３．４２重量％のＣｕである。これは、強化するためにＭｇと合金化されて使用することのできるＣｕ量である有効Ｃｕ、すなわちＣｕeffと定義される。ＦｅおよびＭｎとの反応で失われる一部のＣｕ量を説明するために、全Ｃｕ、すなわち要求されるＣｕtargetは次式で計算される。
0004786791.tif 000002
これは０．０５Ｆｅレベルで、Ｍｎ＝０．６０に関する。
Ｃｕtarget＝３．８５重量％は、Ｔmax＝４９５．５゜Ｃ（９２５゜Ｆ）で得られる。したがって４９５．５゜Ｃ（９２５゜Ｆ）で熱処理されたこの例の全組成ターゲットは、０．０２重量％のＳｉ、０．０５重量％のＦｅ、３．８５重量％のＣｕ、１．４５重量％のＭｇ、０．６０重量％のＭｎ、残部のＡｌおよび不可避元素および不純物となる。これは、図５の組成ボックスの「Ｗ」角位置を定める。
【００１６】
第２例として、異なる１．３５重量％のＭｇtargetと、４９８゜Ｃ（９２０゜Ｆ）に等しいＴmaxを選ぶことで、対応する組成ターゲットは０．０２重量％のＳｉ、０．０５重量％のＦｅ、３．９２重量％のＣｕ、１．３５重量％のＭｇ、０．６０重量％のＭｎ、残部のＡｌおよび不可避元素および不純物となる。これは組成ボックスの中央近くの組成を定める。
【００１７】
適当なＣｕtargetを見い出すためにＭｇtargetの重量％を選べるのとまさに同じように、合金組成に対して与えられる最大Ｍｇ量を定めるためにＣｕtargetを選ぶことで、逆の決定が可能となる。このようにして、好ましいＣｕおよびＭｇの組合わせに関する組成ボックスを、最大一定重量％０．０５のＦｅ、０．０２重量％のＳｉおよび０．６重量％のＭｎの場合に関して準備することができる。これはＷ，Ｘ，Ｙ，Ｚの４点で定められた四角いボックスとして図中に重ね合わされている。この組成ボックスは約４８８゜Ｃ（９１０゜Ｆ）〜４９８゜Ｃ（９３０゜Ｆ）の間に溶体化処理の温度範囲を有する。
【００１８】
所定の溶体化処理温度に関するＷ，Ｘ，Ｙ，Ｚの４点ボックス内の合金は、最終合金製品中に第２相粒子がほとんど、または全く存在しないようにするために選べる。
【００１９】
或る程度において上述の四角ボックスは拡縮（ｂｒｅａｔｈｅ）できる。これは、少なくとも０．０２未満、０．０３または０．０４重量％のようなけい素含有量の減少によって、僅かな境界拡大が行われ得ることを意味する。発明者は以下の考えに捕らわれることを望まないが、そのような最少レベルにまでけい素が減少することにより、反応生成物としてのけい化マグネシウムはその最少量において作られる、すなわちこの反応生成物は実質的に簡単に制限されると考えられる。これが生じると、溶融開始温度は通常の最低溶融開始温度より高い温度にまで上昇する。この温度上昇は溶質濃度の上昇を可能にし、これは本明細書で説明する重要な特性を積極的に向上させる。このようなけい化マグネシウムの反応生成物が減少する結果として、到達最高温度の上昇が実現できる。この最高温度は摂氏で約０．５６、１．１１、１．６７、２．２２、または２．７８゜（華氏で１、２、３、４、または５゜）ほど上昇される。これが生じると、Ｗ，Ｘ，Ｙ，Ｚの４点ボックスは摂氏で０．５６〜２．７８゜（華氏で１〜５゜）ほど境界線を超えて拡大される。
【００２０】
この反復法で組成限界を定めることにより、適当な処理により所望される強度目標に達することができた。しかしながら驚くべきことは、いかなる強度の妥協もすることなく破壊脆性および疲労特性の両方において大きな改善も得られたことであり、この改善は従来この合金群に見られることがなかったのである。一般にこの分野の当業者は認識しているように、アルミニウム合金の組成を調整する場合には、一つの特性が得られると、通常のもとでは他の特性が悪影響を受けてしまう。これは、本発明のもとでは起きていない。
【００２１】
図１は本発明の特性に対して２３２４−Ｔ３９の特性を概略対比して示している。留意すべきは、平面歪み破壊靭性の評価値であるＫＩｃは２１．６％ほど向上され、平面応力破壊靭性の評価値であるＫappは９．２％向上された。Ｓ／Ｎ疲労抵抗性は７．７％向上され、疲労亀裂の成長速度は１２．３％減少された。最後の特性の減少は向上と定義され、全体にわたって２３２４−Ｔ３９合金と相似した特性を有している。他のいずれの特性も本発明の合金で低下されることはなく、４つの主特性においてかなり向上されたことが留意される。いずれにしても本発明では、特性の各々において従来合金の標準とされる２３２４−Ｔ３９合金より５％または５．５％を超える、好ましくは６％または６．５％を超える、最も好ましくは７％または７．５％すら超える最少限の向上が認められる一方、同じ調質処理のもとで基本的に一定した高レベルの降伏強さが維持された。
【００２２】
図４は降伏強さに対するＫapp破壊靭性のプロット図である。これは合金の薄い部分に関する破壊靭性の評価値である。本発明の合金は、降伏強さに悪影響を及ぼすことなく対比合金を上回る著しく増大された破壊靭性を示している。留意すべきは、本発明の合金の試料バッチはこの合金類に関するＫapp破壊靭性に対する高い特性幅を確立したように見なせる。
【００２３】
合金のＳ／Ｎ疲労曲線は、付加された応力レベルにおける疲労亀裂の開始すなわち形成に対する抵抗性の評価値である。本発明の合金および２３２４−Ｔ３９に関するこのＳ／Ｎ疲労曲線は、２３２４−Ｔ３９よりも本発明の合金における方が所定の応力レベルにおいて亀裂の開始に一層多数の荷重付加サイクル数を必要とすることを示している。この代わりに本発明の合金は、２３２４−Ｔ３９と同じ疲労開始に対する抵抗性を与えるならば一層大きな作動応力を受けることができる。
【００２４】
本発明の合金および２３２４−Ｔ３９における疲労亀裂の成長曲線が図３に示されている。合金の疲労亀裂の成長曲線は、線形弾性応力度因子の範囲、すなわちΔＫによって表される付与荷重に対する亀裂成長速度すなわちｄａ／ｄＮでの既存の疲労亀裂の伝播に対する抵抗性の評価値である。所定のΔＫでの遅い亀裂成長速度は、疲労亀裂伝播に対する抵抗性が大きいことを示す。本発明の合金は、疲労亀裂成長曲線の低〜中部分の所定のΔＫにおいて、２３２４−Ｔ３９よりも低い疲労亀裂成長速度を示している。これは、初期の小さい亀裂または亀裂状のキズから限界亀裂長さとなるまで亀裂が伝播するのに要する荷重付与回数が２３２４−Ｔ３９よりも本発明において大きいことを意味する。この代わりに本発明の合金は、２３２４−Ｔ３９と同じ疲労亀裂伝播に対する抵抗性を与えるならば、一層大きな作動応力を受けることができる。
【００２５】
本発明の合金に見られる改善が航空機製造元で利用できる１方法は、検査間隔を長くすることで運転費用および航空機の運転不可能時間を減少させることである。部材の初期すなわち限界検査に対する飛行サイクル数は、合金の疲労開始に対する抵抗性、および低ΔＫでの疲労亀裂伝播に対する抵抗性に依存する。本発明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて限界検査間隔を延長させることのできる両特性で改善されたことを示している。例えばΔＫ＝５ｋｓｉ√インチ（５．５ＭＰａ√ｍ）の低応力度因子範囲では、２３２４のｄａ／ｄＮは１．７６×１０-7インチ／サイクル（４．４７×１０-９ｍ／サイクル）であるのに対し、本発明の合金では１．２６×１０-7インチ／サイクル（３．２０×１０-９ｍ／サイクル）であり、２８％の亀裂成長速度の減少を示している。検査を繰り返さなければならない飛行サイクル数、すなわち繰り返し検査間隔は、中〜高ΔＫでの合金の疲労亀裂伝播に対する抵抗性、および破壊靭性によって決まる限界亀裂長さに主として依存する。再び述べるが、本発明の合金は２３２４−Ｔ３９に比べて繰り返し検査間隔を延長させることのできる両特性が改善されることを示している。例えば、ΔＫ＝１４．３ｋｓｉ√インチ（１５．７ＭＰａ√ｍ）の中応力度因子範囲では、２３２４の亀裂成長速度ｄａ／ｄＮは１．３９×１０-5インチ／サイクル（３．５３×１０-７ｍ／サイクル）であるのに対し、本発明の合金では９．３７×１０-5インチ／サイクル（２．３８×１０-６ｍ／サイクル）であり、３３％の亀裂成長速度の減少が示されている。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明の合金の特性に対して、２３２４−Ｔ３９プレートを比較して示している。
【図２】  破損に至るサイクル数に対する最大応力がプロットされて２３２４−Ｔ３９合金と比較した本発明の合金のＳ／Ｎ疲労に対する抵抗性の改善を示している。
【図３】  ΔＫに対してｄａ／ｄＮをプロットして示された本発明の合金の疲労亀裂の成長に対する抵抗性の向上を示している。
【図４】  Ｋapp破壊靭性に対する降伏強さのプロットを示している。
【図５】  ４８８゜Ｃ（９１０゜Ｆ）、４９３゜Ｃ（９２０゜Ｆ）および４９８゜Ｃ（９３０゜Ｆ）に関するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属の等温部分のプロットを示す相線図である。
【図１】
0004786791.tif 000003
【図２】
0004786791.tif 000004
【図３】
0004786791.tif 000005
【図４】
0004786791.tif 000006
【図５】
0004786791.tif 000007