(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量パーセントで、
Ｃ    ０．２〜０．４５
Ｍｎ  ０．１〜０．７
Ｓｉ  ０．１〜１．０
Ｃｒ  ９．５〜１２．５
Ｎｉ  ３．２〜４．３
Ｍｏ  １．２５〜１．７５
Ｃｕ  ０．３〜０．７
Ｃｏ  ２〜３
Ｗ    ０．０５以下
Ｖ    ０．１〜０．６
Ｔｉ  最大で０．２
Ｎｂ  ０．０１以下
Ｔａ  ０．０１以下
Ａｌ  最大で０．０１
Ｃｅ  ０〜０．００６
Ｌａ  ０〜０．００５
を含み、残部は鉄と、０．００５％以下のリン、０．００１％以下の硫黄および０．０３％以下の窒素を含む一般的な不純物とであり、
以下の特性：
少なくとも２８０ｋｓｉの引張強さ、
ＡＳＴＭ標準試験手順（Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｔｅｓｔ  Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ）Ｅ１２９０に準じて試験をした、少なくとも６５ｋｓｉ√ｉｎの破壊靱性（ＫＩｃ）、
ＡＳＴＭ標準試験手順Ｅ２３に準じて試験をした、少なくとも２０ｆｔ−ｌｂｓのＶノッチシャルピー衝撃エネルギー、
ＡＳＴＭ標準試験手順Ｂ１１７に準じて試験をした場合でもさび付かない耐全面腐食性、および
ＡＳＴＭ標準試験手順Ｇ６１に準じて試験をした、少なくとも９０ｍＶの孔食電位
によって特徴付けられる、合金鋼。
【請求項２】
少なくとも２８５ｋｓｉの引張強さによって特徴付けられる、請求項１に記載の合金鋼。
【請求項３】
請求項１に記載の合金鋼から作られることを特徴とする、航空宇宙機用の構造部品。
【請求項４】
着陸装置、回転可能なシャフト、駆動装置、フラップトラックおよびスラットトラックの１つまたは複数から成る群から選択されることを特徴とする、請求項３に記載の航空宇宙機用の構造部品。
【請求項５】
重量パーセントで、
Ｃ    ０．２〜０．４５
Ｍｎ  ０．１〜１．０
Ｓｉ  ０．１〜１．２
Ｃｒ  ９．５〜１２．５
Ｎｉ  ３．７５〜４．０
Ｍｏ  １〜１．７５
Ｃｕ  ０．０１以下
Ｃｏ  １〜４
Ｖ    ０．１〜０．６
Ｔｉ  最大で０．２
Ａｌ  最大で０．０１
を含み、残部は鉄と、０．０１％以下のリン、０．０１０％以下の硫黄および０．１０％以下の窒素を含む一般的な不純物とであり、
以下の特性：
少なくとも２８０ｋｓｉの引張強さ、
ＡＳＴＭ標準試験手順（Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｔｅｓｔ  Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ）Ｅ１２９０に準じて試験をした、少なくとも６５ｋｓｉ√ｉｎの破壊靱性（ＫＩｃ）、
ＡＳＴＭ標準試験手順Ｅ２３に準じて試験をした、少なくとも２０ｆｔ−ｌｂｓのＶノッチシャルピー衝撃エネルギー、
ＡＳＴＭ標準試験手順Ｂ１１７に準じて試験をした場合でもさび付かない耐全面腐食性、および
ＡＳＴＭ標準試験手順Ｇ６１に準じて試験をした、少なくとも９０ｍＶの孔食電位
によって特徴付けられる、合金鋼。
【請求項６】
少なくとも２８５ｋｓｉの引張強さによって特徴付けられる、請求項５に記載の合金鋼。
【請求項７】
請求項５に記載の合金鋼から作られることを特徴とする、航空宇宙機用の構造部品。
【請求項８】
着陸装置、回転可能なシャフト、駆動装置、フラップトラックおよびスラットトラックの１つまたは複数から成る群から選択されることを特徴とする、請求項７に記載の航空宇宙機用の構造部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、概して、焼入れおよび焼戻しされた状態の、優れた靱性と併せて非常に優れた強度とを備える合金鋼に関するものであり、とりわけ優れた耐食性も備える合金鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
航空機着陸装置は重要な部品であり、その使用中に高いストレスを受けかつ劣悪な環境条件にさらされる。ＡＩＳＩ  ４３４０合金および３００Ｍ合金のような合金鋼は、焼入れおよび焼戻しをすることで少なくとも５０ｋｓｉ√ｉｎの破壊靱性（ＫＩｃ）と併せて非常に優れた強さ（少なくとも２８０ｋｓｉの引張強さ（または最大抗張力））を備えることができるので、航空機用の着陸装置を製作するために長く用いられている。しかし、これらの合金はどちらも有効な耐食性を提供しない。従って、例えばカドミウムのような耐食性金属で着陸装置の部品をメッキすることが不可欠であった。カドミウムは毒性が高く、発がん性の物質であり、これらの合金から作られた航空機着陸装置および他の部品の製造および保守管理において、その使用には著しい環境リスクが存在している。
【０００３】
ＦＥＲＲＩＵＭ  Ｓ５３の登録商標で販売されている既知の合金は、４３４０合金および３００Ｍ合金のものと同様の強度と靱性との組み合わせを備え、かつ耐食性も備えるように開発された。４３４０合金または３００Ｍ合金から作られた航空機着陸装置において適切な耐食性を提供するようにカドミウムメッキを用いることに伴う問題を解消するために、ＦＥＲＲＩＵＭ  Ｓ５３合金は作られた。しかし、ＦＥＲＲＩＵＭ  Ｓ５３合金は、希少であり、それゆえ高価な元素であるコバルトのかなりの添加を含んでいる。着陸装置の用途としてＦＥＲＲＩＵＭ  Ｓ５３を使用することによって高額なコストがかかることを避けるために、高価なコバルトを添加するのではなく、ＦＥＲＲＩＵＭ  Ｓ５３合金に起因する強度、靱性および耐食性を備えることができる焼入れ焼戻し合金鋼を開発するための試みが行われてきた。
【０００４】
ＦＥＲＲＩＵＭ  Ｓ５３合金と同等の強度および靱性を備え、かつ耐食性も備えるように、焼入れおよび焼戻しを行ったコバルトを含まないマルテンサイト鋼合金が、米国特許第８，０７１，０１７号公報および米国特許第８，３６１，２４７号公報に記載されている。しかし、これらの鋼が備える耐食性は、改良の余地があることが分かっている。航空機着陸装置は多くの異なる種類の腐食環境に曝され、そのうちのいくつかは、他よりも、鋼の腐食を引き起こすのに積極的であるため、耐食性の向上は航空機着陸装置にとってとりわけ重要である。従って、航空機着陸装置の用途に必要とされる非常に優れた強度および優れた靱性を備え、かつ既知の耐食性を有する焼入れ焼戻し鋼よりも優れた耐食性を備え、相当量のコバルトを含有する鋼と比較して低コストで製造することができる合金鋼に対するニーズがある。
【発明の概要】
【０００５】
着陸装置の製造に利用される既知の鋼の欠点は、本発明に係る焼入れ焼戻し合金により大幅に解消される。本発明の１つの態様において、以下の広範囲の重量パーセントの組成、および好ましい重量パーセントの組成を有する高強度、高靱性および耐食性を有する合金鋼が提供される。
0006342409.tif 000002
合金の残部は鉄と、同様の用途または使用向きの同種の焼入れ焼戻し鋼に見られる一般的な不純物（または、通常の不純物、usual impurities）であり、当該一般的な不純物は０．０１％以下のリンと、０．０１０％以下の硫黄と、０．１０％以下の窒素とを含む。
【０００６】
前述の表は、簡易な概要として提供され、組み合わせて用いるための、１つ１つの元素の上限値および下限値の範囲を制限することを意図しておらず、またはもっぱら組み合わせて用いられる複数の元素の範囲を制限することを意図していない。従って、１つまたは複数の範囲を、残りの元素の１つまたは複数の他の範囲に使用することができる。さらに、ある元素の広い範囲の最小限および最大限を、同じ元素の好ましい範囲の最小限または最大限に用いることができ、その逆も同様である。さらに、本発明に係る合金は、上述した構成元素および本出願の全体を通して記載される構成元素を含んでもよく、これらの元素を主成分としてもよく、またはこれらの元素から構成されてもよい。本明細書において、“パーセント”または“％”の記号は、他に規定がない限り、重量％または質量％を意味する。
【０００７】
本発明の別の態様において、上述した合金鋼組成のいずれかから作られた焼入れ焼戻し鋼製品（steel article）が提供される。当該鋼製品は、少なくとも２８０ｋｓiの引張強さおよび少なくとも６５ｋｓi√iｎの破壊靱性（ＫＩｃ）を有することを特徴とする。鋼製品はさらに、塩水噴霧試験（ＡＳＴＭ  Ｂ１１７）により規定されるような、全面腐食（または一般腐食、general corrosion）に対する優れた耐性を有し、周期状ポテンシオダイナミック分極法（cyclic potentiodynamic polarization method）（改良したＡＳＴＭ  Ｇ６１）により規定されるような、孔食に対する優れた耐性を有することを特徴とする。
【０００８】
さらに本発明の別の態様において、前述の合金鋼成分のいずれかから作られる、航空宇宙機のための構造部品を提供する。好ましくは、航空宇宙の構造部品は、着陸装置、回転可能なシャフト（a rotatable shaft）、駆動装置、フラップトラックおよびスラットトラックの１つまたは複数から成る群から選択される。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
少なくとも０．２％、好ましくは少なくとも０．３５％の炭素が、合金中に存在する。炭素は、鉄と結合して、Ｆｅ−Ｃ系のマルテンサイト組織を形成し、合金が備える優れた硬度と強度に利益をもたらす。炭素はまた、モリブデン、バナジウム、チタン、ニオブおよび／またはタンタルと炭化物を形成し、焼入れ中に合金をさらに強化する。本発明の合金内に形成される炭化物は、大部分はＭＣ型の炭化物であるが、多少のＭ２Ｃ、Ｍ６Ｃ、Ｍ７Ｃ３およびＭ２３Ｃ６の炭化物が存在してもよい。多すぎる炭素は、合金が備える靱性および延性に悪影響を及ぼす。従って、炭素は、０．５％以下に制限され、好ましくは０．４５％以下に制限される。
【００１０】
本発明にかかる合金は、少なくとも９％のクロムを含有し、合金の焼入れ性および耐食性に利点をもたらす。好ましくは、合金は少なくとも９．５％のクロムを含有する。合金中のクロムの量が１４．５％を超えると、合金が備える靱性および延性に悪影響を及ぼす。好ましくは、合金は１２．５％以下のクロムを含有する。
【００１１】
ニッケルは、本発明に係る合金が備える靱性および延性にとって有益である。従って、合金は少なくとも３．０％のニッケルを含み、好ましくは少なくとも３．２％のニッケルを含む。合金の、コストの増加を制限するために、ニッケルの量は５．５％以下に制限される。合金は、好ましくは４．３％以下のニッケルを含む。
【００１２】
モリブデンは、Ｍ６ＣおよびＭ２３Ｃ６の炭化物を形成する炭化物形成元素であり、合金が備える焼戻し抵抗に有益である。モリブデンはまた、合金が備える強度および破壊靱性に寄与する。さらに、モリブデンは、合金が備える耐孔食性に寄与する。モリブデンから得られる効果は、合金が、少なくとも１％のモリブデン、好ましくは少なくとも１．２５％のモリブデンを含む場合に得られる。ニッケルのように、モリブデンは、多量の添加によるコストの増加ほどには、特性上の利益の増加を与えない。そのような理由から、合金は２％以下のモリブデンを含み、好ましくは１．７５％以下のモリブデンを含む。
【００１３】
本発明の合金は、合金が備える強度および靱性が効果的になるように、コバルトの積極的な添加を含む。コバルトはまた、モリブデンと同様の方法で、合金の焼戻し抵抗をもたらす。予想外に、コバルトは合金が備える耐食性にとって効果的であるようである。このような理由から、合金は、少なくとも１％のコバルトを含み、好ましくは少なくとも２％のコバルトを含む。コバルトは、希少であり、それ故非常に高価な元素である。従って、合金中のコバルトによる恩恵を受け、さらに６％以上のコバルトを含む他の高強度合金鋼と比べてコスト面での優位性を維持するためには、本発明の合金は４％以下のコバルトを含み、好ましくは３％以下のコバルトを含む。
【００１４】
バナジウムおよびチタンは、少量の炭素と結合してＭＣ型の炭化物を形成し、本発明に係る合金が備える強度および靱性に次々に利益を与える粒子のサイズを制限する。バナジウムとチタンから形成された合金中のＭＣ型の炭化物は、合金の焼戻し抵抗および二次硬化にも利益をもたらす。従って、合金は、少なくとも０．１％のバナジウムと少なくとも０．０１％のチタンを含む。好ましくは、合金は、少なくとも０．３％のバナジウムを含む。過剰な量のバナジウムおよび／またはチタンは、合金中にマルテンサイトのマトリックス材から炭素を激減させる多量の炭化物を形成するので、合金の強度に悪影響を及ぼす。従って、合金中において、バナジウムは好ましくは０．６％以下に制限され、チタンは好ましくは０．２％以下に制限される。合金が粉末冶金により作られる場合、チタンは必要でなくてもよい。従って、合金が粉末形態から作られる場合には、チタンは意図的に含まれなくてもよい。
【００１５】
主として合金を脱酸するために、少なくとも０．１％のマンガンが合金中に存在してもよい。マンガンは、合金が備える優れた強度に有利な効果をもたらすと考えられる。マンガンが過剰に存在すると、焼入れ後に望ましくない量の残留オーステナイトが残り、合金から得られる優れた強度に悪影響を及ぼすかもしれない。従って、合金は１．０％以下、好ましくは０．７％以下のマンガンを含有する。
【００１６】
ケイ素は、本発明に係る合金の焼入れ性および焼戻し抵抗に、有利な効果をもたらす。従って、好ましくは、合金は少なくとも０．１％のケイ素を含んでいる。過剰なケイ素は、合金の硬度、強度および延性に悪影響を及ぼす。このような悪影響を避けるために、ケイ素は、合金内で、１．２％以下、好ましくは１．０％以下に制限される。
【００１７】
銅は、合金の焼入れ性、靱性および延性に寄与するので、合金中に存在してもよい。銅は、合金の機械加工性および耐食性に有利な効果をもたらすこともできる。合金は好ましくは少なくとも０．１％の、より好ましくは少なくとも０．３％の銅を含む。本発明者らは、とりわけ、合金が非常に少ない銅を含有する場合、または銅を積極的に添加しない場合に、銅およびニッケルが合金中でバランスを保つ（または釣り合いを取る、be balanced）べきであることを見出した。従って、合金が、０．１％未満の銅を含む場合、例えば０．０１％以下の銅を含んでいる場合、強度、靱性および延性の所望の組み合わせが確実に備わるように、少なくとも３．７５％でありかつ好ましくは４．０％以下のニッケルが存在すべきである。過剰な銅は、好ましくない量の遊離銅（またはフリーカッパー、free copper）の析出を合金のマトリックス中で引き起こし、合金の破壊靱性に悪影響を及ぼす。従って、合金中に銅が存在する場合、銅は、１．０％以下に制限され、好ましくは、０．７％以下に制限される。
【００１８】
タングステンは炭化物を形成する元素であり、モリブデンのように、存在する場合には合金の硬度および強度に寄与する。いくらかのモリブデンの代わりに、少量のタングステンが、０．２％以下で、合金中に存在してもよい。しかし、タングステンは合金の耐食性に有利な効果をもたらさないようである。従って、合金は、０．１％以下のタングステンを含むことが好ましい。
【００１９】
ニオブおよびタンタルは、炭化物を形成する元素であり、炭素と結合してＭ４Ｃ３炭化物を形成し、合金の焼戻し抵抗および焼入れ性に有利な効果をもたらす。従って、合金は、ニオブとタンタルとを合わせた量（Ｎｂ＋Ｔａ）が０．５％以下であればニオブおよび／またはタンタルを含んでもよい。しかし、過剰な量の炭化物の形成を避けるために合金は０．０１％以下のニオブおよび／またはタンタルを含むことが好ましい。
【００２０】
溶融中に脱酸のため添加される、０．２５％以下のアルミニウムが、合金中に存在してもよい。好ましくは、合金は０．０１％以下のアルミニウムを含む。
【００２１】
一次溶解の溶解（melting primary melting）の間にミッシュメタルが添加された結果、０．０１％以下のセリウムおよび／またはランタンが、合金中に存在してもよい。ミッシュメタルの添加は、合金中の硫黄および／または酸素と結合して、それにより存在してもよい硫化物および酸硫化物の介在物（iclusions）のサイズおよび形状を制限することにより、合金の靱性に有利な効果をもたらす。合金は、このような添加から０．００６％以下のセリウムおよび０．００５％以下のランタンを含むことが好ましい。
【００２２】
合金の残部は、鉄と、同様の用途またはサービスを対象とした同種の焼入れ焼戻し鋼に見られる一般的な不純物である。この点につき、合金中において、リンは０．０１％以下に、好ましくは０．００５％以下に制限される。合金中において、硫黄は０．００１％以下に、好ましくは０．０００５％以下に制限される。合金が粉末冶金により作られる場合、最大で０．０１０％まで硫黄を含んでもよい。合金中において、窒素は、可能な限り少なく維持されることが好ましい。窒素は、０．０５％以下に制限されることが好ましく、より好ましくは、０．０３％以下に制限される。窒素を用いたアトマイズ法（または噴霧、atomization）により合金が粉末形態で作られる場合、合金粉末中に窒素は不可避的に含まれる。従って、合金が０．１０％以下の窒素を、窒素アトマイズ粉末（nitrogen-atomized powder）の形態で合金中に含むことが期待される。
【００２３】
本発明に係る合金は、真空誘導溶解（ＶＩＭ）により準備され、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）により製錬されるのが好ましい。いくらかの用途において、合金は、ＶＩＭの後、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）により製錬されてもよい。重大でない用途において、合金は、ＶＡＲによりアーク溶解および製錬されてもよい。加えて、この合金は粉末冶金技術により作られてもよい。
【００２４】
合金の鋳造／鍛造の製品形態のためには、ＶＡＲまたＥＳＲのインゴットは、モールドから除去された後、均質化熱処理されることが好ましい。均質化は、インゴットのサイズに応じて、２２００〜２３７５°Ｆにおいて、９〜１８時間の間、インゴットを加熱することにより行われることが好ましい。インゴットは、その後、より小さな断面積を有するビレットに熱間加工される。ビレットはさらに、例えば鍛造または圧延により熱間加工され、所望の断面の寸法および形状を有する中間製品、例えば円形状または角棒状、の形態を提供する。中間製品の形態は、凝固中（during solidification）に析出するかもしれないＣｒリッチな炭化物を溶解するのに十分な温度および時間の条件で、合金を加熱することにより焼ならし（または焼鈍、anneal）されることが好ましい。中間製品は、１９２５〜２０５０°Ｆにおいて２〜８時間、加熱することにより、焼ならしされることが好ましい。合金はそれから、１１００〜１２５０°Ｆにおいて２〜１２時間、さらに加熱されることにより焼鈍しされる。この低い焼鈍し温度は、溶解したクロム炭化物を溶液中に保持しやすくする。合金は、焼鈍しされた状態において、最終製品または最終に近い製品の形態に形成されることが好ましい。合金から作られた最終製品の形態は、１９５０〜２０５０°Ｆにおいて、好ましくは２０００°Ｆにおいて、合金を完全にオーステナイト化し、合金のマトリックス内に存在するクロムの量が最大になるように残っているクロム炭化物の大半、好ましくは全てを溶解するのに十分な時間で合金を加熱することにより硬化される。合金はそれから、オーステナイト化温度から油焼入れされる。実質的に完全にマルテンサイト組織に確実に変態し、残留オーステナイトの存在が最小になるように、合金は、−１００°Ｆにおいて少なくとも１時間、ディープチルドされ（または深冷処理され）それから空気中で温められることが好ましい。合金はそれから、３５０〜５５０°Ｆ、好ましくは４００°Ｆにおいて、１〜６時間加熱することにより最終的な硬度に焼戻され、それから室温まで冷却される。焼戻し温度は、靱性を最大にし、合金中のクロム炭化物の再析出を最小にするように選択される。
【００２５】
焼入れおよび焼戻しされた状態において、合金は、上述したように、Ｆｅ−Ｃ系のマルテンサイトのマトリックス中に、分散した状態の炭化物を含む。合金およびそれから作られる物品中に存在する炭化物は、全体ではないにしても、大部分は、主要な断面寸法において１０ｎｍより大きい。主要な断面寸法において炭化物のサイズが１５μｍを超えないように、加熱処理のパラメータは制御される。
【００２６】
上述した合金から作られる鋼製品および前述した加工段階により加工された鋼製品は、航空機着陸装置および他の航空または航空宇宙の構造用部品（回転可能なシャフト、駆動装置、フラップトラックおよびスラットトラックを含むがこれらに限定されない）、および耐食鋼でない３００Ｍおよび４３４０が現在使用されている他の用途にとって、とりわけ役立つ、複数の特性の組み合わせを備える。とりわけ、上述した、焼入れ硬化されかつ焼戻しされた合金から製造された鋼製品は、ＡＳＴＭ標準試験手順（Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｔｅｓｔ  Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ）Ｅ１２９０の基準を満たす試験機により試験した場合に、少なくとも２８０ｋｓｉ、好ましくは２８５ｋｓｉの引張強さと、少なくとも６５ｋｓｉ√ｉｎの破壊靱性（ＫＩｃ）とを備える。本発明に係る鋼製品は、ＡＳＴＭ標準試験手順Ｅ２３に準じて試験をした場合、少なくとも２０ｆｔ−ｌｂｓのＶノッチシャルピー衝撃エネルギーを有することを特徴とする。さらに、本発明に係る鋼製品は、耐全面腐食性を特徴とし、ＡＳＴＭ標準試験手順Ｂ１１７に準じて試験をした場合でもさび付かない。また十分な耐孔食性を特徴とし、改良されたＡＳＴＭ標準試験手順Ｇ６１に準じて試験をした場合に、鋼製品は少なくとも９０ｍＶの孔食電位を有する。ＡＳＴＭ  Ｇ６１の試験方法は、フラットな試料よりもむしろ丸棒の試料を用いることにより改良された。丸棒の試料の使用は、組織の端（the end grains）を露出させ、標準試験Ｇ６１の方法よりも厳密であると考えることができる。
【００２７】
・実施例
本発明に係る合金が備える強度、延性、靱性および耐食性の新規な組み合わせを実証するために、比較試験が行われた。表１Ａに示される重量パーセント組成を有する５つの４００ｌｂ．のヒート（または溶融処理された金属、heat）と、表１Ｂに示される重量パーセント組成を有する５つの４００ｌｂ．のヒートとを、ＶＩＭおよびＶＡＲにより製造した。表１Ａおよび１Ｂに記載されている化学的性質は、ＶＩＭの電極のインゴット（the VIM electrode ingots）から得られた。表１Ａに示されるヒートは、ノミナルカッパーヒート（the nominal copper heats）と呼ばれ、表１Ｂに示されるヒートは、ロウカッパーヒート（the low-copper heats）と呼ばれる。
【００２８】
【表１】
0006342409.tif 000003
【００２９】
【表２】
0006342409.tif 000004
【００３０】
各ヒートの残部は、鉄および一般的な不純物である。ヒート１〜４は、それぞれ本発明に係る合金の典型である。ヒートＡ〜Ｆは比較ヒートである。とりわけ、ヒートＡは、米国特許８，３６１，２４７に開示されている合金の範囲内である。
【００３１】
ＶＩＭのヒート（The VIM heats）は溶融され、そして再溶融のため６インチの丸い形の電極として成型された。６インチの丸い形の電極は、ＶＡＲによって８インチの丸形のインゴットに再溶融された。ＶＡＲのインゴットは、鋳型から取り出された後、空気中で冷却され、１１５０°Ｆで３時間応力除去（または応力緩和、stress relieved）され、それから応力除去温度から空冷された。インゴットは、それから１２００°Ｆで運転している炉に投入された。炉の温度は、１６００°Ｆまで上昇され、インゴットの温度が均一になるのに十分な時間保持された。炉の温度はそれから２３００°Ｆまで上昇され、インゴットは２３００°Ｆで１６時間の間加熱された。炉の温度は、２２００°Ｆまで低下され、インゴットはその温度で１時間の間保持された。全てのインゴットは、開始温度である２２００°Ｆから、２２００°Ｆにおいてシングルリヒートを伴って（または、一回再加熱され、with a single reheat）、５．７５インチ角のビレットに、両端鍛造（または、ダブルエンド型に鍛造、double end forged）された。ビレットはそれから２２００°Ｆまで再加熱され、再びシングルリヒートを伴って、４．２５インチ角のビレットに両端鍛造された。ビレットは、ホットボックス（または温蔵庫、hot box）内で一晩冷却され、室温まで冷却され、それから１１５０°Ｆで３時間、オーバーエージング（または、overage）/焼き鈍し（annealed）され、そして空冷された。
【００３２】
ノミナルカッパーヒートの試験片は、次のように準備された。各々のビレットの一方の端から、３インチ厚さにカットされ、それから２４インチの長さのピースが、各ビレットからカットされた。２４インチの長さの複数のピースは、１２００°Ｆで運転している炉内に投入された。炉の温度は、１６００°Ｆまで上昇され、複数のピースの温度が均一になるのに十分な温度で保持された。炉の温度は２２００°Ｆまで上昇され、その温度で１時間保持された。ビレット片は、２２００°Ｆにおけるシングルリヒートを伴って、３インチ角の棒状に両端鍛造された。３インチ角の棒は、各々約６インチ長さの４つのピースに熱間切断（hot cut）され、残余の部分は温蔵庫内で冷却された（with the remainder cooled in a hot box）。３インチ角の棒のピースは、２２００°Ｆにおいて再加熱され、シングルリヒートを伴って、１−３／８”角に両端鍛造された、それから２つのピースに熱間切断された。１−３／８”角の棒は、２２００°Ｆに再加熱され、それから、３／４インチ角の棒に、再加熱されることなく、一端鍛造（またはシングルエンドフォージ、single end forged）された。これらの棒は、温蔵庫内で一晩冷却され、それから室温まで空冷された。３／４インチの棒は、１９５０°Ｆにおいて４時間加熱することにより、焼ならしされ、それから大気中で冷却された。これらの棒はそれから、１１５０°Ｆで６時間、オーバーエージング焼なまし（または過焼鈍、overage annealed）され、大気中で冷却された。
【００３３】
長手の平坦で切欠きがある引張り試料（Ｋｔ＝３）、長手の（longitudinal）シャルピーＶノッチ付き（ＣＶＮ）試料および、長手のライジングステップロード（rising step load）（ＲＳＬ）破壊靱性試料は、各ヒートの３／４インチ角の棒から粗加工された。粗加工された試料は、空気中で８００°Ｆで１５分間、予熱された。ヒート１、２、ＢおよびＣからの試料は、それから、２０００°Ｆで１時間、オーステナイト化され、油焼入れされ、−１００°Ｆで１時間、冷蔵され、空気で温められ、４００°Ｆで３時間焼戻しされ、それから、空冷された。比較例Ａからの試料は、１９７５°Ｆで１時間、オーステナイト化され、２分半の間油冷却され、それから空気中で冷却された。試料はそれから、−１００°Ｆで１時間冷蔵され、空気中で温められ、３５０°Ｆで３時間焼き戻され、それから空気中で冷却された。全ての試料は、以下の熱処理で仕上げ加工された。
【００３４】
ノミナルカッパーヒートからの試料は、腐食試験のため、粗加工された。孔食電位試料、塩水噴霧円錐（salt spray cone）試料、ＲＳＬ応力腐食割れ（ＳＣＣ）試料は、８００°Ｆで１５分間、空気中で予熱され、１９７５°Ｆ（ヒートＡは２０００°Ｆ）で１時間、オーステナイト化され、油焼入れされ、−１００°Ｆで１時間冷蔵され、空気で温められ（air warmed）、そして３５０°Ｆで３時間焼戻しされ、空気冷却された。全ての試料は、熱処理後、最終寸法に仕上げ加工された。
【００３５】
ロウカッパーヒートの試験片が、以下のとおり準備された。３インチのトリム（trim）が、ビレットの一端からカットされた、それから、８インチの長さの２つの片が、各々のビレットから切断された。８インチの長さの片は、１２００°Ｆで炉内に投入され、１６００°Ｆまで上昇され、均一化され（equalized）、２２００°Ｆまで上昇され、その温度で１時間保持された。ビレットは、２２００°Ｆにおけるシングルリヒートを伴い、複数の３インチ角の棒に両端鍛造された。複数の３インチ角の棒のそれぞれは、２つの片に切り分けられた。複数の３インチ角の片は、２２００°Ｆにおいて再加熱され、シングルリヒートを伴って１−３／８インチ角の棒に両端鍛造され、それから２つの片に熱間切断された。１−３／８インチ角の棒は、２１００°Ｆで再加熱され、それから、リヒートを伴うことなく、０．７２５インチ角に一端鍛造（single end forged）された。これらの棒は、温蔵庫内で一晩冷却され、それからその次の日に空冷された。これらの棒は、それから１９５０°Ｆで４時間焼ならしされ、空冷され、１１５０°Ｆで６時間オーバーエージングなましされ、空冷された。
【００３６】
長手の平坦な引張り試料、長手で切欠きがある引張り試料（Ｋｔ＝３）、長手のＣＶＮ試料、長手のＲＳＬ破壊靱性試料、周期状分極（cyclic polarization）（孔食電位）試料、塩水噴霧の円錐および長手のＲＳＬ・ＳＣＣ試料は、各ヒートの０．７２５インチ角の棒から粗加工された。ヒート３、４およびＤからの粗加工された試料は、空気中で８００°Ｆで１５分間予熱され、２０００°Ｆで１時間オーステナイト化され、油焼入れされ、−１００°Ｆで１時間冷蔵され、空気で温められ、４００°Ｆで３時間焼戻しされ、空冷された。ヒートＥおよびＦからの試料は、１９７５°Ｆのオーステナイト化温度を用いることを除いて、同じような方法で処理された。試料は、以下の熱処理で仕上げ加工された。
【００３７】
ノミナルカッパーヒートの試料への室温引張試験の結果は、０．２％オフセットの降伏強度（Ｙ．Ｓ．）および引張強さ（Ｕ．Ｔ．Ｓ）（単位はｋｓｉ）、伸び率（％ＥＬ．）、断面収縮率（％Ｒ．Ａ．）、および切欠き引張強さ（Ｎ．Ｔ．Ｓ）（単位はｋｓｉ）を含む、以下の表２Ａに示される。個別の値および平均値が記録されている。ロウカッパーヒートについての対応する結果は、以下の表２Ｂに示されている。
【００３８】
【表３】
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【００３９】
【表４】
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【００４０】
室温での硬さ試験および靱性試験の結果（個別の値および平均値）は、フィートポンド（ｆｔ.-ｌｂｓ）の単位で示す、ロックウェルＣスケール硬さ（ＨＲＣ）およびシャルピーＶノッチ衝撃エネルギー（ＣＶＮ）を含む、以下の表３Ａおよび３Ｂに記載される。
【００４１】
【表５】
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【００４２】
【表６】
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【００４３】
室温での破壊靱性試験の結果（ＫＩｃ）（個別値および平均値）は、表４Ａおよび４Ｂにｋｓｉ√ｉｎとして示される。
【００４４】
【表７】
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【００４５】
【表８】
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【００４６】
清浄で、不動態化されていない（un-passivated）周期状分極の試料は、３．５％ＮａＣｌ溶液内で、未加工の（または自然な、natural）ｐＨで、室温で試験し、上述した改良されたＡＳＴＭ  Ｇ６１の方法に従って孔食電位を決定した。塩水噴霧腐食試験は、全てのヒートから、２つの磨かれた円錐形状の（duplicate polished cone）試料に対して行われた。試料は、５％のＮａＣｌ濃度、未加工のｐＨで、９５°Ｆで２００時間の実験時間で、ＡＳＴＭ  Ｂ１１７に準じて試験された。試験に先だって、全ての塩水噴霧のコーン（または円錐）は、１２０〜１４０°Ｆの温度で３０分間、２０％の硝酸と３ｏｚ.／ｇａｌｌｏｎの二クロム酸ナトリウムとを用いて、不動態化された。初めに錆が生じるまでの時間は、全てのサンプルについて記録され、同様に、試験時間が終了した後の最終的な評価も記録された。
【００４７】
孔食電位試験の結果は、以下の表５Ａおよび５Ｂに示され、試験装置によりプロットされた曲線の膝（knee）における孔食電位（ミリボルト（ｍＶ））を含む。
【００４８】
【表９】
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【００４９】
【表１０】
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【００５０】
塩水噴霧試験の結果は、試料の表面に初めに錆が現れるまでの時間と、試験された試料の比較に基づく評価とを含む、以下の表６Ａおよび６Ｂに示される（１：錆が現れなかった、２：１〜３箇所の錆が現れた、３：表面の５％未満が錆ついた、４：表面の５〜１０％が錆ついた、５：表面の１０〜２０％が錆ついた）。
【００５１】
【表１１】
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【００５２】
【表１２】
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【００５３】
ＲＳＬ応力腐食割れは、ＡＳＴＭ標準試験手順Ｆ１６２４に従って行われた。全てのヒートからの試料は、３．５％のＮａＣｌ溶液内で、未加工のｐＨで、室温で試験された。各ヒートの最初の試験は１時間ステップを用いて行われ、２回目の実施は２時間ステップを用いて行われた。ヒート３、４、ＥおよびＦの各々からのさらなる試料が、４時間ステップを 用いて行われた。応力腐食割れ試験の結果は、耐応力腐食割れ性（ＫＩＳＣＣ）（ｋｓｉ√ｉｎ．）を含む、以下の表７Ａおよび７Ｂに示される。
【００５４】
【表１３】
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【００５５】
【表１４】
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【００５６】
前述の表に存在するデータは、ヒート１、２、３および４が、強度、靱性、延性および耐食性の優れた組み合わせを与えることを示している。データはまた、比較ヒートＡ〜Ｄが、一般的に許容可能な強度を提供するものの、他の重要な特性については物足りなさがある。より具体的には、ヒートＡは、ヒート１および２より劣る引張り延性、破壊強度、および耐孔食性、耐全面腐食性を有している。ヒートＢは、ヒート１および２と比べて、より望ましくない耐孔食性および耐応力腐食性を有している。ヒートＣは、ヒート１および２と同等の、引張強さ、切欠き引張強さ、耐孔食性、および耐全面腐食性を有する。しかし、ヒートＣの引張り靱性、衝撃靭性、破壊靱性および耐応力腐食割れ性は、ヒート１および２に劣る。ヒートＤは、ヒート３および４と比べて劣る複数の特性（引張り延性、破壊靱性および耐孔食性を含む）を有する。ヒートＥおよびＦは、ヒート３および４と比較して許容未満である引張強さを有している。これらのヒートが与える降伏強さは、これらの合金をこの合金の主要な用途、すなわち、航空機の構造部品への用途について不適合なものにするようである。
【００５７】
本明細書で使用する用語および表現は、説明のための用語であり、制限する用語ではない。これらの用語および表現を用いることにより、その特徴といかなる同じ意味のものを除外する意図はない。本明細書に記載および主張される発明の範囲内で、様々な変更が可能であることを認識されたい。