(57)【要約】本発明は、高い強度と破壊靱性および高耐疲労性と低亀裂成長伝播速度を有するアルミニウム合金鍛造製品であって、組成が、（質量％で）Ｍｇ０．３〜１．０％、Ｃｕ４．４〜５．５％、Ｆｅ０〜０．２０％、Ｓｉ０〜０．２０％、Ｚｎ０〜０．４０％、および分散質形成元素としてのＭｎ０．１５〜０．８と組み合わせた、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ａｇ、Ｔｉ、Ｖからなる群から選択された一種以上の分散質形成元素、残りの部分を構成するアルミニウムおよび他の不可避な元素であり、Ｃｕ−Ｍｇ含有量が−１．１［Ｍｇ］＋５．３８≦［Ｃｕ］≦５．５になるように制限される製品に関する。
2006527303.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
高い強度と破壊靱性および高耐疲労性と低亀裂成長速度を有するアルミニウム合金鍛造製品であって、前記合金が、質量％で、
−１．１［Ｍｇ］＋５．３８≦［Ｃｕ］≦５．５になるように、
Ｃｕ  ４．４〜５．５、
Ｍｇ  ０．３〜１．０、
Ｆｅ  ＜０．２０
Ｓｉ  ＜０．２０
Ｚｎ  ＜０．４０、
および分散質形成元素としてＭｎ  ０．１５〜０．８を、
Ｚｒ  ＜０．５
Ｓｃ  ＜０．７
Ｃｒ  ＜０．４
Ｈｆ  ＜０．３
Ａｇ  ＜１．０
Ｔｉ  ＜０．４
Ｖ    ＜０．４
からなる群から選択された一種以上の分散質形成元素と組み合わせて含んでなり、残りがアルミニウムおよび他の不純物または不可避元素である、アルミニウム合金鍛造製品。
【請求項２】
Ｃｕ  ４．４〜５．５、
Ｍｇ  ０．３５〜０．７８、
および−１．１［Ｍｇ］＋５．３８≦［Ｃｕ］≦５．５である、請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項３】
Ｃｕ  ４．４〜５．３５、
Ｍｇ  ０．４５〜０．７５、
および−０．３３［Ｍｇ］＋５．１５≦［Ｃｕ］≦５．３５である、請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項４】
Ｃｕ  ４．４〜５．５、
Ｍｇ  ０．４５〜０．７５、
および−０．９０［Ｍｇ］＋５．６０≦［Ｃｕ］≦５．５である、請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項５】
Ｃｕ含有量が５．３５％以下である、請求項４に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項６】
Ｚｒ含有量が０．３％以下、好ましくは０．１５％以下である、請求項１〜５のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項７】
Ｍｎ含有量が０．４０％未満、好ましくは０．２０〜０．３５％である、請求項１〜６のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項８】
Ａｇ含有量が０．６％以下、好ましくは０．２５〜０．５０％、より好ましくは０．３２〜０．４８％である、請求項１〜７のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項９】
Ｃｒ含有量が０．３０％以下、好ましくは０．１５％以下である、請求項１〜８のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項１０】
前記合金がＺｒを実質的に含まない、請求項９に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項１１】
Ｚｎ含有量が０．１０〜０．２５％である、請求項１〜１０のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項１２】
前記製品が、航空機構造に使用するシート、板、鍛造または押出物の形態にある、請求項１〜１１のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項１３】
前記製品が、機体シート、上側翼板、下側翼板、機械加工部品用の厚板、ストリンガー用の鍛造または薄いシートある、請求項１〜１２のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項１４】
前記製品が、厚さ１２〜７６ｍｍの板製品の形態にある、請求項１〜１３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造製品。
【請求項１５】
良好な耐損傷性能を有する高強度、高靱性のＡＡ２０００シリーズ合金製品を製造する方法であって、
ａ）請求項１〜１１のいずれか一項に記載の組成を有するインゴットを鋳造する工程、
ｂ）鋳造後、前記インゴットを均質化および／または予備加熱する工程、
ｃ）前記インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
ｄ）所望により前記予備加工製品を再加熱する工程、
ｅ）所望の加工品形態に熱間加工および／または冷間加工する工程、
ｆ）前記形成された加工品を、前記合金中の実質的にすべての可溶性構成成分を固溶体にするのに十分な温度および時間で、溶体化熱処理する工程、
ｇ）前記溶体化熱処理した加工品を、水または他の急冷媒体を使用し、噴霧急冷または浸漬急冷の一方により、急冷する工程、
ｈ）所望により、前記急冷した加工品を伸長または圧縮する工程、
ｉ）前記急冷し、所望により伸長または圧縮した加工品を時効処理し、所望の焼戻しを達成する工程
を含んでなる、方法。
【請求項１６】
前記合金製品を、Ｔ３、Ｔ３５１、Ｔ３５２、Ｔ３６、Ｔ３ｘ、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ６１、Ｔ６２、Ｔ６ｘ、Ｔ６５１、Ｔ６５２、Ｔ８７、Ｔ８９、Ｔ８ｘを含んでなる群から選択された焼戻しに時効処理する、請求項１５に記載の方法。
【請求項１７】
前記合金製品が、航空機の機体シートに加工されている、請求項１５または１６に記載の方法。
【請求項１８】
前記合金製品が、航空機の下側翼板に加工されている、請求項１５または１６に記載の方法。
【請求項１９】
前記合金製品が、航空機の上側翼板に加工されている、請求項１５または１６に記載の方法。
【請求項２０】
前記合金製品が、機械加工構造用の、厚さ２８０ｍｍ以下の厚板に加工されている、請求項１５または１６に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【発明の分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金、特にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ型（またはアルミニウム協会により指定されている２０００−シリーズアルミニウム合金）に関する。より詳しくは、本発明は、時効硬化性、高強度、高破壊靱性および低亀裂成長伝播性のアルミニウム合金およびその合金の製品に関する。この合金から製造された製品は、航空宇宙用途に非常に好適であるが、それに限定するものではない。この合金は、様々な製品形態（例えばシート、薄板、厚板あるいは押出または鍛造製品）に加工することができる。このアルミニウム合金は、被覆しなくても、あるいは特性、例えば耐食性、をさらに改良するために、別のアルミニウム合金で被覆しても、めっきしてもよい。
【発明の背景】
【０００２】
航空宇宙工業における設計者および製造業者は、燃料効率、製品性能を常に改良し、製造および運転コストを常に下げようと試みている。効率は、さらに重量低下によって改良することができる。これを達成する一つの方法は、その合金から製造される構造がより効率的に設計できるか、または全体的により優れた性能を有するように、関連する材料特性を改良することである。より優れた材料特性を有することにより、航空機の検査間隔が長くなるので、運転コストも大幅に低減させることができる。下側翼板は、典型的にはＡＡ２３２４からＴ３９焼戻しで製造される。機体外板には、典型的にはＡＡ２０２４がＴ３５１焼戻しで使用されている。これは、これらの合金が、これらの焼戻しで、引張負荷の下で必要とされる材料特性、すなわち妥当な強度レベル、高靱性および低亀裂成長伝播性、を示すためである。今日では、新しい、より効率的な航空機が設計されており、改良された材料特性が求められている。
【０００３】
米国特許第５，６５２，０６３号は、Ｃｕ／Ｍｇ比５〜９で、強度が５３１ＭＰａを超えるＡＡ２０００−シリーズ合金を開示している。この合金は、下側翼板および機体外板の両方に使用できる。この合金は、特に超音速航空機に意図されている。
【０００４】
米国特許第５，５９３，５１６号は、銅（Ｃｕ）およびマグネシウム（Ｍｇ）レベルが好ましくは溶解度限界未満に維持されているＡＡ２０００−シリーズ合金を開示している。好ましくは、［Ｃｕ］＝５．２〜０．９１［Ｍｇ］である。同じ初期米国特許出願から派生した米国特許第５，３７６，１９２号および第５，５１２，１１２号では、銀（Ａｇ）レベル０．１〜１．０質量％の添加が開示されている。
【０００５】
米国特許出願第２００１／０００６０８２号は、下側翼に特に好適な、分散質形成元素、例えばＺｒ、ＣｒまたはＶ、を含まないＡＡ２０００−シリーズ合金を開示している。約１０を超える必須Ｃｕ／Ｍｇ比によって、優位性が達成されることも記載されている。
【０００６】
新規に設計される航空機には、コストおよび環境的により効率的な航空機を設計するために、上記の合金が有する特性よりもさらに優れた特性が望まれている。従って、関連する製品形態で改良された適切な特性バランスを達成できるアルミニウム合金が求められている。
【発明の概要】
【０００７】
本発明の目的は、ＡＡ２０００−シリーズ合金の中で、高い強度と破壊靱性および高耐疲労性と低亀裂成長速度の釣り合いが取れた、ＡＡ２０２４−ＨＤＴの特性に少なくとも匹敵する、特に航空機用途に好適なアルミニウム合金鍛造製品を提供することである。
【０００８】
本発明の別の目的は、そのようなアルミニウム合金鍛造製品の製造方法を提供することである。
【０００９】
本発明の目的は、関連するすべての製品で、現在これらの製品に使用されている様々な市販のアルミニウムＡＡ２０００−シリーズ合金またはこれまで開示されているアルミニウムＡＡ２０００の特性バランスよりも優れた特性バランスを達成することができるＡＡ２０００−シリーズアルミニウム合金である。
【００１０】
この目的は、本発明の合金用の好ましい組成物であって、実質的に、質量％で、マグネシウム（Ｍｇ）０．３〜１．０％、銅（Ｃｕ）４．４〜５．５％、鉄（Ｆｅ）０〜０．２０％、ケイ素（Ｓｉ）０〜０．２０％、亜鉛（Ｚｎ）０〜０．４０％、および分散質形成元素としてのマンガン（Ｍｎ）０．１５〜０．８と組み合わせた、（Ｚｒ、Ｓｃ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ａｇ、Ｔｉ、Ｖ）からなる群から選択された一種以上の分散質形成元素、すなわちジルコニウム０〜０．５％、スカンジウム０〜０．７％、クロム０〜０．４％、ハフニウム０〜０．３％、チタン０〜０．４％、銀０〜１．０％、残りの部分を構成するアルミニウムおよび他の不可避な元素からなり、Ｃｕ−Ｍｇ含有量が−１．１［Ｍｇ］＋５．３８≦［Ｃｕ］≦５．５になるように制限される組成物を提供することにより、達成される。
【００１１】
好ましい実施態様では、ＣｕおよびＭｇの範囲は
Ｃｕ      ４．４〜５．５、
Ｍｇ      ０．３５〜０．７８、および
−１．１［Ｍｇ］＋５．３８≦［Ｃｕ］≦５．５
になるように選択する。
【００１２】
より好ましい実施態様では、ＣｕおよびＭｇの範囲は
Ｃｕ      ４．４〜５．３５、
Ｍｇ      ０．４５〜０．７５、および
−０．３３［Ｍｇ］＋５．１５≦［Ｃｕ］≦５．３５
になるように選択する。
【００１３】
より好ましい実施態様では、ＣｕおよびＭｇの範囲は
Ｃｕ      ４．４〜５．５、より好ましくは４．４〜５．３５、
Ｍｇ      ０．４５〜０．７５、および
−０．９［Ｍｇ］＋５．５８≦［Ｃｕ］≦５．５、より好ましくは
−０．９０［Ｍｇ］＋５．６０≦［Ｃｕ］≦５．３５
になるように選択する。
【００１４】
非常に驚くべきことに、我々は、分散質形成元素は、特性バランスにとって、ＣｕおよびＭｇレベルと同じ位、非常に重要であることを見出した。Ｚｎは、本発明の合金中に存在できる。最適な特性を得るには、Ｍｎレベルは、Ａｇレベルに対して非常に慎重に選択しなければならない。Ａｇが合金中に存在する場合、Ｍｎレベルは高すぎてはならず、好ましくは０．４質量％未満である。Ｚｒもあまり高くすべきではない。我々は、Ｃｒがバランスに悪影響を及ぼすと考えていたが、実際には好ましい影響を及ぼし、その際、Ｚｒは合金中に存在しないのが好ましいことが分かった。この分散質効果を考慮すると、最適なＣｕおよびＭｇのレベルは、これまで使用されているレベルとは異なっている。驚くべきことに、本合金の特性バランスは、既存の合金を凌駕している。
【００１５】
鉄は、０．２０％までの範囲内で存在することができるが、好ましくは最大０．１０％に維持する。典型的な好ましい鉄レベルは、０．０３〜０．０８％であろう。
【００１６】
ケイ素は、０．２０％までの範囲内で存在することができるが、好ましくは最大０．１０％に維持する。典型的なケイ素レベルは、できるだけ低い方が好ましく、実用的な理由から、典型的には０．０２〜０．０７％であろう。
【００１７】
亜鉛は、本発明の合金中に０．４０％までの量で存在できる。より好ましくは、亜鉛は０．１０〜０．２５％の範囲で存在する。
【００１８】
不純物元素および不可避な元素は、標準的なＡＡ規則により、それぞれ０．０５％、合計で０．１５％までである。
【００１９】
本発明の目的には、「本質的に含まない」および「実質的に含まない」は、ある目的をもってそのような合金化元素を組成物に添加したのではなく、不純物および／または製造装置との接触により、痕跡量のそのような材料が最終的な合金製品中に混入することを意味する。
【００２０】
Ｍｎ添加は、本発明の合金に分散質形成元素として重要であり、０．１５〜０．８％の範囲内にすべきである。Ｍｎ添加に好ましい最大量は０．４０％未満である。Ｍｎ添加により好適な範囲は、０．１５〜＜０．４０％、より好ましくは０．２０〜０．３５％、最も好ましくは０．２５〜０．３５％である。
【００２１】
添加する場合、Ｚｒ添加は０．５％を超えるべきではない。Ｚｒレベルの好ましい最大値は０．１８％である。Ｚｒレベルのより好適な範囲は０．０６〜０．１５％である。
【００２２】
一実施態様では、合金は実質的にＺｒを含まないが、その場合、Ｃｒを含み、典型的にはＣｒの範囲は０．０５〜０．３０％であり、好ましくは０．０６〜０．１５％である。
【００２３】
添加する場合、Ａｇ添加は１．０％を超えるべきではなく、好ましい下限は０．１％である。Ａｇ添加の好ましい範囲は０．２０〜０．８％である。Ａｇ添加のより好適な範囲は０．２０〜０．６０％、より好ましくは０．２５〜０．５０％、最も好ましくは０．３２〜０．４８％である。
【００２４】
さらに、分散質形成元素Ｓｃ、Ｈｆ、ＴｉおよびＶは、上記の範囲内で使用することができる。より好ましい実施態様では、本発明の合金製品は、Ｖを、例えば＜０．００５％のレベルで、実質的に、または本質的に含まず、より好ましくは含まない。Ｔｉは、鋳造操作の際に、この分野で公知のレベルで加え、結晶粒微細化効果を得ることもできる。
【００２５】
特に、本発明の鍛造合金製品の特別な実施態様では、合金は、実質的に、質量％で、
Ｍｇ    ０．４５〜０．７５、典型的には約０．５８
Ｃｕ    ４．５〜５．３５、典型的には約５．１２
Ｚｒ    ０．０〜０．１８、典型的には約０．１４
Ｍｎ    ０．１５〜０．４０、典型的には約０．３
Ａｇ    ０．２０〜０．５０、典型的には約０．４
Ｚｎ    ０〜０．２５、典型的には約０．１２
Ｓｉ    ＜０．０７、典型的には約０．０４
Ｆｅ    ＜０．０８、典型的には約０．０６
Ｔｉ    ＜０．０２、典型的には約０．０１
残りの部分を構成するアルミニウムおよび不可避な不純物からなる。
【００２６】
本発明の鍛造合金製品の別の特別な実施態様では、合金は、実質的に、質量％で、
Ｍｇ    ０．４５〜０．７５、典型的には約０．６２
Ｃｕ    ４．５〜５．３５、典型的には約５．１
Ｚｒ    実質的に含まず、典型的には０．０１未満
Ｃｒ    ０．０５〜０．２８、典型的には約０．１２
Ｍｎ    ０．１５〜０．４０、典型的には約０．３
Ａｇ    ０．２０〜０．５０、典型的には約０．４
Ｚｎ    ０〜０．２５、典型的には約０．２
Ｓｉ    ＜０．０７、典型的には約０．０４
Ｆｅ    ＜０．０８、典型的には約０．０６
Ｔｉ    ＜０．０２、典型的には約０．０１
残りの部分を構成するアルミニウムおよび不可避な不純物からなる。
【００２７】
本発明の鍛造合金製品の別の特別な実施態様では、製品を好ましくはＴ８焼戻し処理し、合金は、実質的に、質量％で、
Ｍｇ    ０．６５〜１．１、典型的には約０．９８
Ｃｕ    ４．５〜５．３５、典型的には約４．８
Ｚｒ    ０．０〜０．１８、典型的には約０．１４
Ｍｎ    ０．１５〜０．４０、典型的には約０．３
Ａｇ    ０．２０〜０．５０、典型的には約０．４
Ｚｎ    ０〜０．２５、典型的には約０．２
Ｓｉ    ＜０．０７、典型的には約０．０４
Ｆｅ    ＜０．０８、典型的には約０．０６
Ｔｉ    ＜０．０２、典型的には約０．０１
残りの部分を構成するアルミニウムおよび不可避な不純物からなる。
【００２８】
本発明の合金は、従来通りに融解により製造することができ、好適なインゴット形態で、例えば直接冷却により、Ｄ．Ｃ．鋳造することができる。Ｔｉ系の結晶粒微細化剤、例えばホウ化チタンまたは炭化チタン、も使用できる。皮剥および可能な均質化の後、インゴットを、例えば押出または鍛造または熱間圧延により一つ以上の工程で加工する。これらの加工の間に中間焼きなましを行うことができる。他の加工は、冷間加工でよく、冷間圧延または伸長でよい。製品を溶体熱処理し、冷水中に浸漬するか、または冷水噴霧により急冷するか、または９５℃未満の温度に急速冷却する。製品は、さらに処理、例えば圧延または伸長（例えば１２％まで）処理するか、または伸長または圧縮により応力除去する、および／または最終的な、または中間焼戻しに時効処理することができる。製品は、最終的な時効の前または後に、あるいは溶体熱処理の前でも、最終または中間構造に成型または機械加工することができる。
発明の詳細な説明
【００２９】
商業的航空機の設計には、様々種類の構造的部品に対して様々な特性の組合せが必要である。機体シート製品用に重要な材料特性は、引張負荷下での耐損傷特性（すなわちＦＣＧＲ、破壊靱性および耐食性）である。
【００３０】
高容量および商業的ジェット航空機における下側翼外板にとって重要な材料特性は、機体シート製品の特性と類似しているが、航空機製造業者は、典型的にはより高い引張強度を望んでいる。疲労寿命もこの用途に主要な材料特性になっている。
【００３１】
厚い板から機械加工した部品に重要な材料特性は、最終的な機械加工した部品によって異なる。しかし、一般的に、厚さを通した材料特性の勾配は非常に小さい必要があり、強度、破壊靱性、疲労および耐食性のような工学的特性は、高レベルになければならない。
【００３２】
本発明は、様々な製品、例えばシート、板、厚い板、等（ただし、これらに限定するものではない）に加工した時に、現在望まれている材料特性に適合するか、またはそれを超える合金組成を目的としている。この製品の特性バランスは、この種の用途に今日商業的に使用されている合金、特に標準的なＡＡ２０２４およびＡＡ２０２４−ＨＤＴの合金、から製造された製品の特性バランスより優れている。非常に驚くべきことに、ＡＡ２０００範囲内にある化学組成範囲が、この独特の能力を十分に発揮することが分かった。
【００３３】
本発明は、ＣｕおよびＭｇと組み合わせた分散質のレベルおよび種類（例えばＺｒ、Ｃｒ、Ｓｃ、Ｍｎ）の、加工の際に形成される相および微小構造に対する影響を研究することから得られた。これらの合金の幾つかをシートおよび板に加工し、引張、Kahn-引裂き靱性および耐食性に関して試験した。これらの結果を解明することにより、化学組成が特定の範囲内にあるアルミニウム合金は、シートでも、板でも、厚い板でも、押出製品でも、鍛造製品でも、優れた耐損傷特性を示し、多目的合金製品になり得ることが分かる。この合金製品は、溶接特性も良好である。
【００３４】
本発明では、本発明の合金鍛造製品の片側または両側にクラッドまたは被覆を施すこともできる。そのようなクラッドまたは被覆を施した製品は、本発明のアルミニウムベース合金のコア、および通常はより高純度の、特にコアの腐食を防止する（これは航空宇宙用途には特に有利である）クラッドを使用する。クラッドとしては、実質的に合金化されていないアルミニウム、または他のすべての元素含有量が０．１または１％以下であるアルミニウムがあるが、これらに限定するものではない。本明細書で１ｘｘｘ型シリーズと呼ばれるアルミニウム合金は、すべてのアルミニウム協会（ＡＡ）合金を含み、１０００−型、１１００−型、１２００−型および１３００−型の準区分を含む。従って、コア上のクラッドは、様々なアルミニウム協会合金、例えば１０６０、１０４５、１１００、１２００、１２３０、１１３５、１２３５、１４３５、１１４５、１３４５、１２５０、１３５０、１１７０、１１７５、１１８０、１１８５、１２８５、１１８８、１１９９、または７０７２、から選択することができる。さらに、ＡＡ７０００シリーズ合金、例えば亜鉛（０．８〜１．３％）を含む７０７２、またはその、亜鉛０．４〜０．９質量％を含む変性製品、をクラッドとして使用でき、ＡＡ６０００シリーズ合金、例えば典型的には１％を超える合金化添加剤を含む６００３または６２５３、をクラッドとして使用できる。他の合金も、コア合金に特に十分な、全体的な腐食防止特性を与える限り、使用できる。クラッドは、ＡＡ４０００シリーズから選択されたアルミニウム合金でもよく、腐食防止に使用でき、米国特許第６，１５３，８５４号（ここに参考として含める）に開示されているように溶接操作を助けることができ、追加のワイヤ溶加材の使用を省くことができる。クラッド層は、通常はコアよりもはるかに薄く、それぞれ複合材料総厚の１〜１５％、場合により２５％を構成する。より典型的には、クラッドまたは被覆層は、複合材料総厚の１〜１１％を構成する。
【００３５】
本発明の別の態様では、本発明のアルミニウム合金製品を構造部品に製造する好ましい方法を提供する。高強度、高靱性および低疲労亀裂成長速度の、良好な耐食性を有するＡＡ２０００シリーズ合金製品の製造方法は、
ａ）本説明および請求項で記載した組成を有するインゴットを鋳造する工程、
ｂ）鋳造後、該インゴットを均質化および／または予備加熱する工程、
ｃ）該インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
ｄ）所望により該予備加工製品を再加熱する工程、
ｅ）所望の加工品形態に熱間加工および／または冷間加工する工程、
ｆ）該形成された加工品を、該合金中の実質的にすべての可溶性構成成分を固溶体にするのに十分な温度で、十分な時間、溶体化熱処理する工程、
ｇ）該溶体化熱処理した加工品を、水または他の急冷媒体を使用し、噴霧急冷または浸漬急冷の一方により、急冷する工程、
ｈ）所望により、該急冷した加工品を伸長または圧縮、または他の様式で冷間加工、例えばシート製品の矯正、し、応力を除去する工程、
ｉ）所望により、該急冷し、所望により伸長および／または圧縮した加工品を時効処理し、所望の焼戻し、例えば焼戻しＴ３、Ｔ３５１、Ｔ３６、Ｔ３ｘ、Ｔ４、Ｔ６、Ｔ６ｘ、Ｔ６５１、Ｔ８７、Ｔ８９、Ｔ８ｘを達成する工程、
ｊ）所望により、形成された製品を、構造部品の最終形状に機械加工する工程
を含んでなる。
【００３６】
本発明の合金製品は、従来の様式で融解により製造し、インゴットまたは他の好適な鋳造形態に直接冷却（Ｄ．Ｃ．）鋳造することができる。均質化処理は、典型的には一工程または各工程が４６０〜５３５℃の温度にある多工程で行う。予備加熱では、圧延インゴットを、典型的には４００〜４６０℃の温度範囲内にあるホットミル入口温度に加熱する。合金製品の熱間加工は、圧延、押出および鍛造の一つにより行うことができる。本合金には、熱間圧延が好ましい。溶体化熱処理は、典型的には均質化に使用する温度と同じ温度で行うが、浸漬時間は幾分短く選択することができる。
【００３７】
広い厚さ範囲にわたって、驚く程優れた特性バランスが得られている。０．５インチ（１２．５ｍｍ）までのシート厚さ範囲では、特性は機体シートに優れている。０．７〜３インチ（１７．７〜７６ｍｍ）の薄い板厚範囲では、この特性は翼板、例えば下側翼板、に優れている。薄い板厚範囲は、ストリンガーにも、あるいは航空機翼構造で使用する一体的な翼パネルとストリンガーの形成にも使用できる。２．５インチ（６３ｍｍ）を超え、約１１インチ（２８０ｍｍ）以上までの厚いゲージに加工する場合、板から機械加工される、または航空機翼構造に使用する一体的なけたを形成するための、あるいは航空機翼構造に使用するリブの形態にある、一体的な部品を得るのに優れた特性が得られる。より厚いゲージの製品は、工具板または型板、例えば成形プラスチック製品を、例えばダイキャスティングまたは射出成形により製造するための型、としても使用できる。本発明の合金製品は、航空機構造に使用する段付き押出または押し出されたけたの形態で、あるいは航空機翼構造で使用する鍛造されたけたの形態で提供することもできる。
【００３８】
図１は、本発明の合金に関する、従属請求項に記載する様々な実施態様におけるＣｕおよびＭｇの範囲を図式的に示す。これらの範囲は、四角の角点Ａ、Ｂ、Ｃ、およびＤを使用しても識別することができる。好ましい範囲は、Ａ’〜Ｄ’により、より好ましい範囲はＡ”〜Ｄ”により、最も好ましい範囲はＡ'''〜Ｄ'''により識別される。座標は表１に記載する。
【００３９】
表１  本発明の合金製品におけるＣｕ−Ｍｇの好ましい範囲を表す角点の座標

角点    （Ｍｇ、Ｃｕ）          角点    （Ｍｇ、Ｃｕ）  
請求項１の広い範囲              好ましい範囲        
Ａ      ０．３、５．５０        Ａ’    ０．３５、５．５０  
Ｂ      １．０、５．５０        Ｂ’    ０．７８、５．５０  
Ｃ      １．０、４．２８        Ｃ’    ０．７８、４．９９  
Ｄ      ０．３、５．０５        Ｄ’    ０．３５、４．５２  

角点    （Ｍｇ、Ｃｕ）          角点     （Ｍｇ、Ｃｕ）  
より好ましい範囲                 最も好ましい範囲    
Ａ”    ０．４５、５．３５      Ａ'''    ０．４５、５．３５  
Ｂ”    ０．７５、５．３５      Ｂ'''    ０．７５、５．３５  
Ｃ”    ０．７５、４．９０      Ｃ'''    ０．７５、４．９２  
Ｄ”    ０．４５、５．００      Ｄ'''    ０．４５、５．２０  
【実施例】
【００４０】
例１
実験室規模で、本発明の原理を立証するために、１８種類の合金を鋳造し、４．０ｍｍシートに加工した。合金の組成を表２に示すが、すべてのインゴットに関して、Ｆｅ＝０．０７、Ｓｉ＝０．０５、Ｔｉ＝０．０２、残りがアルミニウムである。約８０ｘ８０ｘ１００ｍｍ（高さｘ幅ｘ長さ）の圧延ブロックを約１２ｋｇの実験室鋳造インゴットから切り出した。これらのインゴットを２工程均質化処理、すなわち５２０℃で約１０時間、続いて５２５〜５３０℃で１０時間、で均質化した。均質化温度までの加熱は、ゆっくりと行った。均質化処理の後、ブロックを徐々に空気冷却し、工業的均質化工程を模擬した。圧延インゴットは、４６０±５℃で約６時間予備加熱した。中間厚さ範囲約４０〜５０ｍｍで、これらのブロックを４６０±５℃に再加熱した。ブロックは、最終ゲージ４．０ｍｍに熱間圧延した。全熱間圧延工程中、工業的規模の熱間圧延を模擬するように注意した。熱間圧延した製品を溶体化熱処理し、急冷した。これらのシートを適切な焼戻しに処理した。伸長レベルは、最終焼戻しに応じて０〜９％であった。最終製品は、ピーク時効または近ピーク時効強度（例えばそれぞれＴ６ｘまたはＴ８ｘ焼戻し）であった。
【００４１】
引張特性は、ＥＮ１０．００２に準じて試験した。４ｍｍ厚シートから得た引張試料は、平らな、厚さ４ｍｍのＥＵＲＯ−ＮＯＲＭ試料であった。表３および４の引張試験結果は、Ｌ−およびＬＴ−方向から得た。Kahn-引裂き靱性は、ＡＳＴＭ  Ｂ８７１−９６により試験し、表３および４に示す結果の試験方向は、Ｔ−ＬおよびＬ−Ｔ方向である。いわゆる切欠き靱性は、Kahn-引裂き試験により得た引裂き強度を、引張降伏強度で割る(「ＴＳ／Ｒｐ」)ことにより得られる。このKahn-引裂き試験から得られる典型的な結果は、この分野で真の破壊靱性に関する良好な指針として知られている。やはりKahn-引裂き試験により得られる単位伝播エネルギー(「ＵＰＥ」)は、亀裂成長に必要なエネルギーである。一般的に、ＵＰＥが高い程、亀裂が成長し難いと考えられており、これは材料に望ましい特徴である。
【００４２】
表２に示す合金を、上記の加工経路によりシートに加工した。最後に、合金をＴ６５１（１．５％伸長、１２時間／１７５℃に時効）に時効処理した。これらの結果を表３および図２ａ、２ｂに示す。
【００４３】
図２ａ、２ｂで、標準ＡＡ２０２４の結果は基準として示す。市販の機体用途向けＡＡ２０２４の引張対靱性、および高耐損傷特性(「ＨＤＴ」)ＡＡ２０２４（例えばＡＡ２５２４）の引張対靱性を基準として示す。閉じた個々の点は本発明の合金であり、開いた個々の点は本発明のではない合金である。我々の発明は、Ｌ対Ｌ−Ｔで、ＨＤＴ−ＡＡ２０２４に対して少なくとも１５％の靱性改良を示し、最良の結果は２０％以上の改良を示す。当業者には明らかなように、市販の２０２４および２０２４−ＨＤＴの値は、左側上方でＴ３焼戻しに典型的な値を示し、右側下方でＴ６およびＴ８焼戻しの値を示している。
【００４４】
これらの結果から、Ａｇレベル、分散質レベルおよびＣｕとＭｇのレベルを注意深く釣り合わせることにより、靱性対引張特性に予期せぬ程の改良が得られることが分かる。
【００４５】
同じ合金から得たシートをＴ８焼戻しにも製造した。表４および図３ａ、３ｂで、Ｔ８９焼戻しの結果を、図２ａ、２ｂと類似の様式で示す。図３ａ、３ｂで、再度ＡＡ２０２４の結果を基準として示す。市販の機体用途向けＡＡ２０２４の引張対靱性、および高耐損傷特性(「ＨＤＴ」)ＡＡ２０２４（例えばＡＡ２５２４）の引張対靱性を基準として示す。我々の発明は、Ｌ対Ｌ−Ｔで、ＨＤＴ−ＡＡ２０２４に対して少なくとも１５％の靱性改良を示し、最良の結果は２０％以上の改良を示す。
【００４６】
これらの結果から、Ａｇレベル、分散質レベルおよびＣｕとＭｇのレベルを注意深く釣り合わせることにより、靱性対引張特性に予期せぬ程の改良が得られることが分かる。
【００４７】
Ｔ８焼戻しにおける合金１６は、印象的な引張対靱性バランスを示すのに対し、Ｔ６焼戻しでは、この合金は２０％改良の目標に近いが、すぐ下であることに注意する。この合金のＴ６焼戻しにおける僅かに劣った性能は、実験室規模における試験の実験的バラツキによるものであると考えられる。
【００４８】
表２  実験室規模で鋳造した合金の化学組成
それぞれＦｅ０．０６質量％、Ｓｉ０．０４質量％、Ｔｉ０．０２質量％を含む

試料  本発明    Ｃｕ     Ｍｇ     Ｍｎ     Ａｇ     Ｚｎ     Ｚｒ     その他  
番号  の合金    (wt%)    (wt%)    (wt%)    (wt%)    (wt%)    (wt%)    (wt%)   
（正／否）                                                               
1      否      5.6      0.45     0.30     0.44     0.41     0.13      -      
2      正      5.1      0.55     0.30     0.40     <0.01    0.15      -      
3      正      5.1      0.55     0.29     0.40     0.38     0.15      -      
4      否      5.2      0.56     0.31     <0.01    0.61     0.15      -      
5      正      5.1      0.55     0.30     0.40     0.20     0.16      -      
6      正      4.9      0.62     0.30     0.39     0.20     0.14      -      
7      正      5.0      0.61     0.30     0.40     0.11     0.15      -      
8      正      5.1      0.63     0.31     0.25     0.21     0.15      -      
9      正      5.0      0.61     0.30     0.40     0.21     <0.01    0.12Cr  
10     正      5.0      0.63     <0.01    0.40     0.21     0.15      -      
11     否      5.0      0.64     <0.01    <0.01    0.21     <0.01    0.12Cr  
12     正      5.0      0.42     0.31     0.40     0.21     0.15      -      
13     正      5.0      0.83     0.28     0.41     0.21     0.15      -      
14     否      5.3      0.22     0.31     0.39     0.21     0.15      -      
15     正      5.4      0.62     0.30     0.40     0.21     0.15      -      
16     正      4.8      0.98     0.28     0.40     0.21     0.15      -      
17     正      4.6      0.80     0.30     0.39     0.20     0.15      -      
18     否      5.2      0.62     0.30     <0.01    <0.01    0.14     0.20Ge  
【００４９】
表３  Ｔ６５１焼戻しで試験した合金の機械的特性（「--」は、「測定せず」を意味する）
【表１】
2006527303.tif 000003
【００５０】
表４  Ｔ８９焼戻しで試験した合金の機械的特性（「--」は、「測定せず」を意味する）
【表２】
2006527303.tif 000004
【００５１】
例２
他の２種類の合金を例１と同様に鋳造し、処理し、試験した。最終ゲージは４．０ｍｍであった。これらの合金から得たシートをＴ６５１およびＴ８９焼戻し時効にかけた。引張およびKahn引裂き試料を、両側から最終厚さ２．０ｍｍに機械加工した。これらのシートの試験結果を表６および図４に示す。
【００５２】
例２は、Ｃｒ含有合金が、一般的に考えられていることと反対に、非常に高い靱性も有することができることを立証している。驚くべきことに、Ｃｒ含有合金２０は、Ｚｒ含有合金１９の性能よりもはるかに優れている。
【００５３】
表５  本発明の、それぞれＦｅ＝０．０６、Ｓｉ＝０．０４、Ｔｉ＝０．０２を含む２種類の合金の化学的組成（質量％）

試料  本発明    Ｃｕ     Ｍｇ     Ｍｎ     Ａｇ     Ｚｎ     Ｚｒ     その他  
番号  の合金
（正／否）                                                                
１９    正      5.05     0.62     0.38     0.47     0.21     0.15       --    
２０    正      5.09     0.62     0.29     0.42     0.21     <0.01    0.12Cr  
【００５４】
表６  表５に示す合金２０および２１の、ＬＴ（Ｔ−Ｌ）方向における特性

試料    焼戻し        Ｒｍ        Ｒｐ      伸長      ＴＳ／Ｒｐ      ＵＰＥ  
番号                  (MPa)       (MPa)     (%)                       (kJ/m2) 
１９    Ｔ６５１      ４９９      ４５０      １０      １．５４      １６０  
Ｔ８９        ５２４      ４９２        ４      １．４０      １１２  
２０    Ｔ６５１      ４９３      ４４８      １２      １．６４      ２０４  
Ｔ８９        ５２５      ４８９        ６      １．５１      １７０  
【００５５】
例３
化学組成（質量％）がＭｇ０．５８％、Ｃｕ５．１２％、Ｚｒ０．１４％、Ｍｎ０．２９％、Ａｇ０．４１％、Ｚｎ０．１２％、Ｔｉ０．０１％、Ｓｉ０．０４％、およびＦｅ０．０６％、残りの部分を構成するアルミニウムおよび不可避の不純物である、厚さ４４０ｍｍのフルサイズ圧延インゴットを工業的規模でＤＣ−鋳造により製造した。これらのインゴットの一つを皮剥し、２〜６時間／４９０℃＋２４時間／５２０℃＋常温に空気冷却で均質化した。次いで、このインゴットを６時間／４６０℃で予備加熱し、約５ｍｍに熱間圧延した。この板をさらに４．０ｍｍに冷間圧延した。次いで、この板を数個に切断した。次いで、この板を５２５℃で４５分間溶体化し、続いて水で急冷した。これらの板を１．５％（Ｔ３５１およびＴ６５１）または６％（Ｔ３６）または９％（Ｔ８９）伸長し、所望の焼戻しを得た。人工的に焼戻し試料（Ｔ６５１およびＴ８９）を１７５℃で１２時間焼戻し処理した。
【００５６】
引張およびKahn引裂き試料を、板の中央から採取し、例１に記載する規格により試験した。ＦＣＧＲを、ＡＳＴＭ  Ｅ６４７により１００ｍｍＣ（Ｔ）試料で測定した。Ｒ−比は０．１であり、引張は一定の負荷で行った。開孔疲労（Ｋｔ＝３．０）および平切欠き疲労（Ｋｔ＝１．２）性能は、ＡＳＴＭ  Ｅ４６６により測定した。試料を板の中間厚さから採取し、厚さ２．５ｍｍに機械加工した。作用させた応力は、開孔試料に対して１３８ＭＰａ（総部分応力ベース）であり、平切欠き試料に対しては２０７ＭＰａ（切欠きルートでの正味部分応力ベース）であった。試験振動数は、１５Ｈｚを超えなかった。Ｒ−比は０．１であった。焼戻し毎に１合金／あたり最少５試料を測定した。１，５００，０００サイクルに達した時に試験を終了した。これは、一般的に「ラン−アウト」と呼ばれている。高耐損傷特性ＡＡ２０２４−Ｔ３５１を基準として加えた。結果を表７および図５に示す。図５から、実験室規模の実験で見られた高靱性が、工業的規模の処理でも得られることが分かる。
【００５７】
Ｔ３６およびＴ８９焼戻しにおけるこれらの合金の疲労性能を表８に示す。本発明の合金が、基準ＨＤＴ２０２４−Ｔ３５１の性能よりはるかに優れていることは明らかである。
【００５８】
ＦＣＧＲを図６に示す。本発明の合金は、基準として使用した高耐損傷特性ＡＡ２０２４−Ｔ３５１と同等の性能を有する。
【００５９】
表７  例３の特性試験結果

特性（方向）            Ｔ３５１    Ｔ６５１    Ｔ８９      Ｔ３６    ＲＥＦ  
Ｒｐ（Ｌ）、ＭＰａ       319         494         514        421       360     
Ｒｐ（ＬＴ）、ＭＰａ     297         486         518        416       332     
Ｒｍ（Ｌ）、ＭＰａ       458         534         518        474       471     
Ｒｍ（ＬＴ）、ＭＰａ     458         531         539        470       452     
伸長（Ｌ）、％           24          10          11         17        18      
伸長（ＬＴ）、％         24          10          10         18        18      
ＴＳ／Ｒｐ（Ｌ−Ｔ）     1.96        1.37        1.29       1.69      1.72    
ＴＳ／Ｒｐ（Ｌ−Ｌ）     2.24        1.27        1.21       1.66       -      
【００６０】
表８  ２種類の焼戻しにおける本発明の合金と、基準ＡＡ２０２４−ＨＤＴの疲労性能（Ｌ−Ｔ方向）

Ｔ８９            Ｔ３６              ＲＥＦ          
Ｋｔ＝３．０    ラン−アウト      ラン−アウト        １．２ｘ１０5 
Ｋｔ＝１．２        −            ２．８ｘ１０５      １．２ｘ１０5 
【００６１】
以上、本発明を十分に説明したが、当業者には明らかなように、本明細書に記載する本発明の精神および範囲から離れることなく、多くの変形および修正を行うことができる。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】本発明の合金用のＣｕ−Ｍｇ範囲を、より狭い、好ましい範囲と共に示すＭｇ−Ｃｕグラフである。
【図２】（ａ）および（ｂ）は、Ｔ６５１焼戻しにおける本発明の合金に対する、２つの試験方向における引張強度対靱性を、先行技術の２０２４合金と比較したグラフを示す。
【図３】（ａ）および（ｂ）は、Ｔ８９焼戻しにおける本発明の合金に対する、２つの試験方向における引張強度対靱性を、先行技術の２０２４合金と比較したグラフを示す。
【図４】本発明の２種類の合金の引張強度対靱性を、ＣｒおよびＺｒ含有量との関係で示す。
【図５】本発明の合金に対する、様々な温度で、２つの試験方向における降伏強度対切欠き靱性を、公知の先行技術の２０２４合金と比較して示す。
【図６】本発明の合金の２種類の焼戻しにおけるＦＣＧＲを、先行技術の合金ＨＤＴ−ＡＡ２０２４−Ｔ３５１と比較して示す。
【図１】
2006527303.tif 000005
【図２】
2006527303.tif 000006
【図３】
2006527303.tif 000007
【図４】
2006527303.tif 000008
【図５】
2006527303.tif 000009
【図６】
2006527303.tif 000010
【国際調査報告】
2006527303.tif 000011
2006527303.tif 000012
2006527303.tif 000013