(57)【要約】本発明は冶金学に関係し、特にアルミニウム−銅−リチウム系の低密度、高強度で溶接可能な合金に関するものである。本発明は例えば航空宇宙技術領域で利用可能である。本発明の合金は、銅、リチウム、ジルコニウム、スカンジウム、珪素、鉄、ベリリウムからなり、さらにマグネシウム、亜鉛、マンガン、ゲルマニウム、セリウム、イットリウム、チタンのグループから少なくとも一元素を含む。また、圧延、加熱圧延、固体溶液処理及び水焼き入れ、延引、及び三段階の人工的なエージングに先だって鋳造したままのビレットの加熱を行うことによる加工物の生成方法も提案する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
銅、リチウム、ジルコニウム、スカンジウム、鉄、及びマグネシウムまたはマンガンから少なくとも一元素を含むアルミニウムベース合金であり、さらに珪素とベリリウムに加えマグネシウム、マンガン、亜鉛、ゲルマニウム、イットリウム、セリウム、チタンのグループから少なくとも一元素を含み、各元素の構成が以下の範囲（重量％）であることを特徴とするアルミニウムベース合金。
銅　　　　　　　３．０−３．５
リチウム　　　　１．５−１．８
ジルコニウム　　０．０５−０．１２
スカンジウム　　０．０６−０．１２
珪素　　　　　　０．０２−０．１５
鉄　　　　　　　０．０２−０．２
ベリリウム　　　０．０００１−０．０２
下記のグループから少なくとも一元素
マグネシウム　　０．１−０．６
亜鉛　　　　　　０．０２−１．０
マンガン　　　　０．０５−０．５
ゲルマニウム　　０．０２−０．２
セリウム　　　　０．０５−０．２
イットリウム　　０．００５−０．０２
チタン　　　　　０．００５−０．０５
アルミニウム　　残余
銅／リチウムの比率は１．９−２．３の範囲である。
【請求項２】
鋳造したままのビレットの加熱、加熱変形、固体溶液処理及び水焼き入れ、延引、人工的なエージング及び最終冷却からなり、変形工程に先立ってビレットを４６０−５００℃に加熱し、変形温度は４００℃以上であり、そして人工的なエージングがまず１５５−１６５℃で１０−１２時間、次に１８０−１９０℃で２−５時間、最後に１５５−１６５℃で８−１０時間の三段階からなり、次いで冷却を９０−１００℃まで冷却勾配２−５℃／時間で行い引き続き常温まで空気冷却を行う事を特徴とする請求項１の合金からの加工物の生成方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は冶金学に関係し、特にアルミニウム−銅−リチウム系の低密度、高強度で溶接可能な合金に関するものであり、本発明は例えば航空宇宙技術領域で利用可能である。
【０００２】
下記のアルミニウムベース合金は公知である（質量％）：
銅　　　　　　　２．６−３．３
リチウム　　　　１．８−２．３
ジルコニウム　　０．０９−０．１４
マグネシウム　　≦０．１
マンガン　　　　≦０．１
クロム　　　　　≦０．０５
ニッケル　　　　≦０．００３
セリウム　　　　≦０．００５
チタン　　　　　≦０．０２−０．０６
珪素　　　　　　≦０．１
鉄　　　　　　　≦０．１５
ベリリウム　　　０．００８−０．１
アルミニウム　　残余
（ＯＳＴ１−９００４８−７７）
この合金の欠点は、溶接性の低さ、衝撃の負荷に対する抵抗力が低いこと、及び低温で長時間加熱した際に機械的特性が不安定になることである。
【０００３】
次の成分を持ったアルミニウムベース合金をプロトタイプとして選んだ（質量％）：
銅　　　　　　　１．４−６．０
リチウム　　　　１．０−４．０
ジルコニウム　　０．０２−０．３
チタン　　　　　０．０１−０．１５
硼素　　　　　　０．０００２−０．０７
セリウム　　　　０．００５−０．１５
鉄　　　　　　　０．０３−０．２５
下のグループから少なくとも一つの元素を含む：
ネオジウム　　　０．０００２−０．１
スカンジウム　　０．０１−０．３５
バナジウム　　　０．０１−０．１５
マンガン　　　　０．０５−０．６
マグネシウム　　０．６−２．０
アルミニウム　　残余
（ロシア特許第１５８４４１４号、Ｃ２２Ｃ２１／１２、１９８８）
この合金の欠点は、熱に対する安定性の低さ、ひびに対する抵抗性が十分強くないこと、及び性質が非等方的であり、特に延引に対する非等方性が高い事である。
【０００４】
アルミニウム−銅−リチウム系の合金から加工物を作り出す次の方法は公知である：ビレットを４７０−５３７℃に加熱し、熱間圧延し（圧延過程の金属の最終温度は指定されていない）、５４９℃から焼き入れし、延引し（ε＝２−８％）、１４９℃で８−２４時間、または１６２℃で３６−７２時間、または１９０℃で１８−３６時間人工的にエージングする。
（米国特許第 ４．８０６．１７４号、 Ｃ２２Ｆ１／０４、 １９８９）
この方式の欠点は、固体溶液中に過飽和が残り、その結果焼き入れの過程で細かい微粒子が沈殿して分解し、熱的な安定性が下がること、また延引性とひびに対する抵抗性が低下する事であり、これらの原因により使用期間中の破断の危険性が増大する。
【０００５】
変形工程に先立ち 鋳造したままのビレットを４３０−４８０℃に加熱し、圧延加工の最終温度を３７５℃以上とし、焼き入れを５２５±５℃から行い、延引（ε＝１．５−３．０％）及び人工的なエージングを１５０±５℃で２０−３０時間とするアルミニウム−銅−リチウム系合金からの製品の生成方法は公知であり、プロトタイプとして選ばれた。
（１４４０及び１４５０合金からの板金の生成方法についての技術的推奨、ＴＲ４５６−２／３１−８８、 ＶＩＬＳ、 Ｍｏｓｃｏｗ、 １９８８）
この方式の欠点は、変形温度の間隔が長いために機械的特性値が幅広い範囲に分布し、またエージングの後でも固体溶液の過飽和が残るため温度安定性が低いことである。
【０００６】
本発明のアルミニウムベース合金は下記からなる（重量％）：
銅　　　　　　　３．０−３．５
リチウム　　　　１．５−１．８
ジルコニウム　　０．０５−０．１２
スカンジウム　　０．０６−０．１２
珪素　　　　　　０．０２−０．１５
鉄　　　　　　　０．０２−０．２
ベリリウム　　　０．０００１−０．０２
下記のグループから少なくとも一元素
マグネシウム　　０．１−０．６
亜鉛　　　　　　０．０１−１．０
マンガン　　　　０．０５−０．５
ゲルマニウム　　０．０２−０．２
セリウム　　　　０．０５−０．２
イットリウム　　０．００５−０．０２
チタン　　　　　０．００５−０．０５
アルミニウム　　残余
銅／リチウムの比率は１．９−２．３の範囲である。
【０００７】
同時に、鋳造したままの（ａｓ−ｃａｓｔ）ビレットを４６０−５００℃まで加熱し、４００℃以上で加熱変形し、５２５℃から水焼き入れし、延引し（ε＝１．５−３．０％）、三段階の人工的なエージング
Ｉ −　 １５５−１６５℃で１０−１２時間
ＩＩ −　１８０−１９０℃で２−５時間
ＩＩＩ −　１５５−１６５℃で８−１０時間
を行い、これに続いて炉中で９０−１００℃まで冷却勾配２−５℃／時間で冷却し、そして常温まで空気冷却を行う加工物の生成方法も提案する。
【０００８】
本発明の方法は、変形工程に先立って鋳造したままのビレットを４６０−５００℃まで加熱し、加熱変形の温度が４００℃以上であり、人工的なエージングの工程がまず１５５−１６５℃で１０−１２時間、次に１８０−１９０℃で２−５時間、最後に １５５−１６５℃で８−１０時間の三段階であり、続いて９０−１００℃まで冷却勾配２−５℃／時間で冷却し、そして常温まで空気冷却を行う点がプロトタイプの方法とは異なっている。
【０００９】
本発明の目的は航空機構造の重量低減と、信頼性の向上及び耐用期間の延長である。
【００１０】
本発明の技術的な効果は可塑性の向上、衝撃負荷耐性を含むひび割れ耐性の向上、 低温加熱が長時間に及んだ場合でも機械的性質の安定性が向上することである。
【００１１】
本発明の合金の構成及びこの合金からの加工物の生成方法は、固体溶液の必要にして十分な飽和を確保し、主に微細なＴ１相（Ａｌ２ＣｕＬｉ）の沈殿により固体溶液のＬｉの過飽和を残すことなく、高い焼き入れ効果を達成することができ、そして低温加熱が長時間に及んだ場合でも実際上完全な熱安定性を達成する事が出来る。
【００１２】
これの他に、結晶粒片（ｖｏｌｕｍｅ ｆｒａｃｔｉｏｎ）と結晶粒の界面上及び結晶粒内にある焼き入れの沈殿の粒子組成が、高い可塑性、ひび割れ耐性や衝撃負荷耐性に加えて高い強度と変形性を与えている。
【００１３】
Ａｌ３（Ｚｒ、Ｓｃ）相の粒子の沈殿により、本発明の合金の構成はインゴット内や溶接の継ぎ目内での均一な微細結晶粒の構造を形成させ、（継ぎ目に隣接した領域も含め）再結晶を起こさず、これにより溶接ひびに対して良好な耐性を実現する。
【００１４】
このようにして、本発明の合金及び加工物の生成方法は、固体溶液の過飽和の残余を最小限とするＴ１相の焼き入れ粒子の好ましい組成により、高い機械的特性と衝撃耐性を含む損傷耐性の両者を達成し、高い熱的安定性を実現することができる。この合金は、低密度、高延性率を有する。以上の性質を組みあわせて有することにより、構成物の重量を低減させ（１５％）、利用期間に於ける信頼性を２５％増加させることが出来る。
以下の例は本発明の具体的な実施例を示す。
【００１５】
【実施例】
準連続法［ｓｅｍｉ−ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｍｅｔｈｏｄ］により平らなインゴット（９０×２２０ｍｍ 断面）を４つの合金から鋳造する。この合金の成分を表１に示す。
【００１６】
圧延に先立って均質化されたインゴットを電気炉で加熱する。そして厚さ ７ｍｍ の板金に圧延する。圧延の工程を表２に示す。板金を５２５℃から水で焼き入れし、次いで２．５−３％の永久ひずみを持つように延引する。エージングは次のように行う：
１段階−１６０℃、１０−１２時間
２段階−１８０℃、３−４時間
３段階−１６０℃、８−１０時間
プロトタイプ合金で作った板金は提案した工程及びプロトタイプ方式（１５０℃、２４時間）でエージングした。
【００１７】
板金のうちいくつかを（エージングの後）さらに１１５℃で２５４時間加熱したが、これは構造の変化や性質の変化から判断すると９０℃で４０００時間加熱することと同等である。
【００１８】
機械的特性の測定試験の結果を表３及び４に示す。これらの表に示すデータから、本発明の合金及び加工物の生成方法は、プロトタイプと比較すると、熱間圧延した板金の性質において明らかに優れている。つまり延引性において１０％、破壊強度において１５％、固有衝撃エネルギー［ｓｐｅｃｉｆｉｃ ｉｍｐａｃｔ ｅｎｅｒｇｙ］において１０％優れているが、最終的な強度と変形容易性は殆ど同じである。
【００１９】
最大の優位性は長時間の低温加熱の後でも性質が温度的に安定していることにある。
【００２０】
このように、本発明の合金から本発明の方式により生成した板金の性質は実際上変わらない。加熱の後でも殆ど全ての性質は２−５％以上変化しない。
【００２１】
これに対して、プロトタイプ合金は次のようであった：最終的な強度と変形容易性は６％増加し、延引性は３０％低下し、破壊強度は７％減少し、疲労ひびの成長率は１０％増加し、衝撃耐性は５％減少した。
【００２２】
本発明の合金とこれからの加工物の生成方法により、（高強度とひび耐性により）構造物の重量を１５％以上低減でき、品物の信頼性と使用時間を２０％以上増加させることが可能であることが特性の比較から明らかに理解できる。
【００２３】
【表１】
2004505176.tif 000002
【００２４】
【表２】
2004505176.tif 000003
【００２５】
【表３】
2004505176.tif 000004
【００２６】
【表４】
2004505176.tif 000005
【国際公開パンフレット】
2004505176.tif 000006
2004505176.tif 000007
2004505176.tif 000008
2004505176.tif 000009
2004505176.tif 000010
2004505176.tif 000011
2004505176.tif 000012
2004505176.tif 000013
2004505176.tif 000014
2004505176.tif 000015
2004505176.tif 000016
2004505176.tif 000017
2004505176.tif 000018
2004505176.tif 000019
【国際公開パンフレット（コレクトバージョン）】
2004505176.tif 000020
【国際調査報告】
2004505176.tif 000021
2004505176.tif 000022
2004505176.tif 000023