(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ａ）重量％で
４．３−５．５のＭｇ、
１．０−２．２のＬｉ、
０．２−１．０のＺｎ、
０．０２−０．５のＭｎ、
０．１５迄のＦｅ、
０．１２迄のＳｉ、および
０．０１−０．０８のＳｃ、 ０．０２−０．１５のＺｒ、０．０００２−０．１０のＢｅからなる群から選ばれる、合計で０．０２−０．５の元素、および
残部であるアルミニウムと不可避不純物からなり、該不純物元素が最大０．０５％で存在し、該不純物の合計が最大０．１５％であるもの
からなるアルミニウム合金を準備し、
（ｂ）このアルミニウム合金をインゴットに鋳造し、
（ｃ）このインゴットを予熱し、
（ｄ）この予熱したインゴットを長さ方向と幅方向の双方で熱加工した中間製品に熱圧延し、
（ｅ）この熱加工中間製品を、長さ方向と幅方向の双方で、少なくとも１５％の厚さ縮小率からなる最終の所望の製品ゲージ迄冷圧延し、
（ｆ）この冷圧延製品を４６５から５６５℃の温度範囲で０．１５から８時間の範囲の均熱時間の間溶体化処理し、
（ｇ）この溶体化処理した製品を溶体化処理温度から１５０℃以下に少なくとも０．２℃／秒の冷却速度で冷却し、
（ｈ）冷却した製品をエージングして、少なくともＬ−及びＬＴ−方向に２６０ＭＰａあるいはそれ以上の最小降伏強度及び４００ＭＰａあるいはそれ以上の最小の引っ張り強さと、Ｌ−方向と４５°で２３０ＭＰａあるいはそれ以上の最小降伏強度および３８０ＭＰａあるいはそれ以上の最小引っ張り強さとを持
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あるいはそれ以上の最小のＴ−Ｌ破壊靭性Ｋｃｏを持つシートまたは薄板製品を提供するステップからなる、アルミニウム−マグネシウム−リチウム製品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
（発明の分野）
本発明は、機械的性質の異方性の少ないアルミニウム−マグネシウム−リチウム製品を製造する方法に関し、更に本発明は、得られる製品の航空機の構造部品への使用に関する。
【０００２】
本発明の目的には、シート材料は、１．３ｍｍ（０．０５インチ）以上で６．３ｍｍ（０．２５インチ）以下の厚さを持つ圧延品として理解されるものとする。また、「アルミニウムの標準とデータ」、Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ、５章、用語、１９９７も参照されたい。薄板材料は、６．３ｍｍ以上で、１２ｍｍ以下の厚さを持つ圧延品として理解されるものとする。
【０００３】
鋳造インゴットまたはスラブは、定義により長さ（通常、（半）連続鋳造の場合鋳造方向）、幅及び厚さを持ち、そこで幅が厚さに等しいか、あるいは大きい３次元の物体である。
【０００４】
（関連技術の説明）
合金化元素としてのリチウムをアルミニウム合金に添加する結果として、有益な機械的性質が得られることはよく知られている。アルミニウム−リチウム合金は、密度を著しい程度低減させる一方で、剛性と強度の改良を示す。結果として、これらのタイプの合金は、航空機と航空機・ロケット用途で構造材料として有用性を有する。公知のアルミニウム−リチウム合金の例は、英国（Ｂｒｉｔｉｓｈ）合金のＡＡ８０９０、米国（Ａｍｅｒｉｃａｎ）合金のＡＡ２０９０及びＡＡ２０９１、及びロシア（Ｒｕｓｓｉａｎ）合金の０１４２０を含む。
【０００５】
アルミニウム−リチウム合金とアルミニウム−マグネシウム−リチウム合金の双方について、特に機械的性質と破壊靭性の異方性の点で問題が存在する。Ｔ−Ｌ方向での破壊靭性値が主方向、すなわちＬ−Ｔ方向での破壊靭性値よりも著しく低い傾向がある。
【０００６】
従来技術の文献に見られるＡｌ−Ｌｉ合金のいくつかの他の開示が下記に挙げられる。
【０００７】
ＷＯ−９２／０３５８３は、低密度を持ち、航空機と航空機・ロケットの機体構造体において有用である合金を提案している。この組成物は、重量％で
０．５−１０．０、好ましくは７．０−１０．０のＭｇ、
０．５−３．０、好ましくは１．０−１．５のＬｉ、
０．１−５．０、好ましくは０．３−１．０のＺｎ、
０．１−２．０、好ましくは０．３−１．０のＡｇ、
残余のアルミニウム
であり、但し、合金化元素の合計量は１２．０を超えず、更にＭｇが７．０から１０．０の範囲である場合には、Ｌｉは２．５％を超えることができず、そしてＺｎは２．０％を超えることができない。
【０００８】
上記合金は必須の量の銀を含む。このアルミニウム合金の圧延製品を製造するためには、標準加工パラメーターが適用された。
【０００９】
ＧＢ−Ａ−２１４６３５３は、高磁場の作用で困っている構造物、核融合炉などで有用な、高電気抵抗と有用な成形性を持つ合金を提案している。この組成物は、重量％で
１．０−８．０、好ましくは２．０−７．０のＭｇ、
０．０５−１．０のＬｉ、
０．０５−０．２０のＴｉ、０．０５−０．４０のＣｒ、０．０５−０．３０のＺｒ、０．０５−０．３５のＶ、０．０５−０．３０のＷ、０．０５−２．０のＭｎからなる群から選ばれる少なくとも一つの元素、
残余のアルミニウムと偶然に存在する不純物である。
【００１０】
更に、０．０５から０．５０重量％の範囲のＢｉがこの合金中に含まれてもよい。このアルミニウム合金の圧延製品を製造するためには、標準加工パラメーターが適用された。
【００１１】
ＤＥ−Ａ−１５５８４９１は、上記に引用した１４２０合金のためのロシア合金開発品を開示し、この合金は、重量％で
４−７のＭｇ、
１．５−２．６のＬｉ、
０．０５−０．３のＺｒあるいは０．０５−０．１５のＴｉ、
０．２−１．０のＭｎ、
残余のアルミニウムと不純物を含有する。
【００１２】
ＪＰ−Ａ−６Ｉ２２７ｌ５７は、Ａｌ−Ｌｉとその製造方法を開示し、開示された合金は、重量％で
１．０−５．０のＬｉ、
０．０５−０．３のＺｒ、０．０５−０．３のＣｒ、０．０５−１．５のＭｎ、０．０５−０．３のＶ、０．００５−０．１のＴｉからなる群から選ばれる一つあるいはそれ以上、
残余のアルミニウム
からなる。
【００１３】
このアルミニウム合金の圧延製品を製造するためには、標準加工パラメーターが適用された。
【００１４】
（発明の要約）
アルミニウム−リチウム合金及びアルミニウム−マグネシウム−リチウム合金の破壊靭性に関する欠点に鑑みて、これらのタイプの合金に対してＴ−Ｌ破壊靭性を改良する方法を提供するニーズが高まっている。このニーズに応えて、本発明は、アルミニウム−マグネシウム−リチウムの合金破壊靭性をＴ−Ｌ方向で顕著に増大させ、それによって更に民間用途、特に、航空機の構造部品としての使用への適性を改善する方法を提供する。
【００１５】
本発明によれば、（ａ）重量％で３．０−６．０のＭｇ、０．４−３．０のＬｉ、２．０迄のＺｎ、１．０迄のＭｎ、０．５迄のＡｇ、０．３迄のＦｅ、０．３迄のＳｉ、０．３迄のＣｕからなり、０．０２−０．５が０．０１０−０．４０のＳｃ、０．０ １０−０．２５のＨｆ、０．０ １０−０．２５のＴｉ、０．０ １０−０．３０のＶ、０．０ １０−０．２０のＮｄ、０．０２０−０．２５のＺｒ、０．０２０−０．２５のＣｒ、０．００５−０．２０のＹ、及び ０．０００２−０．１０ のＢｅからなる群から選ばれ、 そして残りが本質的にアルミニウムと偶然に存在する元素と不純物からなるアルミニウム合金を準備し、
（ｂ）このアルミニウム合金をインゴットに鋳造し、
（ｃ）このインゴットを予熱し、
（ｄ）この予熱したインゴットを熱加工した中間製品に熱圧延し、
（ｅ）この熱加工中間製品を長さと幅方向の双方に少なくとも１５％の合計の冷圧延縮小率で圧延製品に冷圧延し、
（ｆ）この冷圧延製品を４６５から５６５℃の温度範囲で０．１５から８時間の範囲の均熱時間の間溶体化処理し、
（ｇ）この溶体化処理された製品を溶体化処理温度から１５０℃以下に少なくとも０．２℃／秒の冷却速度で冷却し、
（ｈ）冷却した製品をエージングして、２６０ＭＰａあるいはそれ以上の最小降伏強度及び少なくともＬ−及びＬＴ−方向に４００ＭＰａあるいはそれ以上の最小引っ張り強さと、Ｌ−方向と４５°で２３０ＭＰａあるいはそれ以上の最小降伏強度または３８０ＭＰａあるいはそれ以上の最小引っ張り強さとを持ち、そして更に、４００ｍｍ幅の中心にクラックを付けた（Ｃｅｎｔｒｅ Ｃｒａｃｋｅ
【００１６】
【外２】
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【００１７】
れ以上の最小のＴ−Ｌ破壊靭性Ｋcoを持つシートまたは薄板製品を提供するステップからなる、機械的性質の異方性の少ないアルミニウム−マグネシウム−リチウム製品の製造方法が提供される。
【００１８】
本発明の方法により、性質がコイル製造ルートにおいて製造されるよりも更に等方性である、示したような機械的性質の指示したタイプのシート製品または薄板製品を提供することが可能である。特に、この方法により得られる製品のＴ−Ｌ方向での関連の性質の改良が可能となる。また、この方法の更なる利点は、それにより慣用のコイル製造経路と比較して更に幅広のシート製品、例えば２．５メートル幅迄の製造が可能になることである。本発明による方法の実施形態においては、得られる製品は、クラッドを付与されてもよい。このようなクラッド製品は、下記に更に詳細に説明するようにアルミニウム−マグネシウム−リチウム基合金のコアを使用し、通常、高純度（コア中よりもアルミニウムのパーセンテージが高い）であり、特に外観と腐食を改善する、コアの少なくとも一つの側のクラッドがコアを保護する。このクラッドは、限定するものでないが、本質的に非合金化アルミニウムまたは０．１あるいは１％以下のすべての他の元素を含有するアルミニウムを含む。ここでｌｘｘｘ−タイプシリーズと名付けられたアルミニウム合金は、１０００−タイプ、１１００−タイプ、１２００−タイプ及び１３００−タイプのサブクラスを含めて、すべてのアルミニウム協会（Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ）（ＡＡ）の合金を含む。加えて、亜鉛（０．８から１．３％）を含有するＡＡ合金７０７２は、クラッドとして機能することができ、通常、１％以上の合金化添加物を含有する６００３または６２５３等のＡＡ６０００シリーズ合金の合金は、クラッドとして機能することができる。コア合金に特に充分な総合的な腐食保護を提供する限り、他の合金もクラッドとして有用であることができる。クラッド層は、通常、コアよりも薄く、各々は合計の複合体の厚さの０．５から１５または２０また可能性としては２５％を構成する。クラッド層は、通常、合計の複合体厚さのほぼ０．５から１２％を更に構成する。
【００１９】
熱圧延に先立つ鋳造インゴットの予熱は、通常、３６０から５００℃の範囲の温度で一段あるいは多段で行われる。いずれの場合においても、予熱は、鋳造したままの材料中の合金化元素の偏析を減少させ、Ｌｉ等の可溶性の元素を溶解する。処理を３６０℃以下で行う場合には、得られる均質化効果は不適当である。更には、インゴットの変形抵抗の実質的な増加により、３６０℃以下の温度に対しては工業的な熱圧延は困難である。上記の処理の好ましい時間は、１と２４時間の間、好ましくは５と２０時間の間、そして更に好ましくは８と１５時間の間である。予熱は、好ましくは４００から４７０℃の、更に好ましくは４１０から４５０℃の、そして最も好ましくは４２０から４４０℃の範囲の温度で行われる。
【００２０】
通常、熱圧延に先立ち、インゴットの鋳造表面近くの偏析ゾーンを除去するために、クラッド製品と非クラッド製品の双方の圧延面をはぎとる。本発明による方法の熱圧延法は、好ましくは予熱したインゴットの長さ方向と幅方向の双方での熱圧延を含む。熱圧延工程時、圧延方向を１回以上交互に変更することができる。この熱圧延は、好ましくは２７０から４７０℃の温度範囲で行われる。最終熱圧延ステップの後、製品が２７０℃以上の、好ましくは３００℃以上の、そして更に好ましくは３３０℃以上の温度を持つならば、最終製品の性質に対して有益であることが判明した。初期の第１の熱圧延ステップの後、中間熱圧延製品は、好ましくは３６０から４７０℃の範囲、更に好ましくは４１０から４５０℃の、そして最も好ましくは４２０から４４０℃範囲の温度迄１から２４時間再加熱される。更に好ましい均熱時間は、５から２０時間の範囲、そして更に好ましくは７から１５時間の範囲である。所望の中間ゲージが得られる迄、熱圧延の以降の各ステップに対してこの再熱処理は繰り返される。この熱圧延法を用いて、最終製品の更に等方性構造体であるような、機械的性質の更なる改良が得られる。
【００２１】
本発明による熱圧延工程時に必要な場合には、長さ方向と幅方向の双方に熱圧延が可能なように、中間製品をサブ製品に切断することができる。
【００２２】
好ましくは、熱圧延中間製品は、冷圧延に先立ち、焼きなましされて、作業性を向上する。この焼きなまし処理は、好ましくは３６０から４７０℃の、そして更に好ましくは３８０から４２０℃の範囲の温度で行われる。焼きなましの均熱時間は、０．５から８時間までの、好ましくは０．５から３時間までの範囲である。この焼きなましされた中間製品は、好ましくは空気冷却を用いて１５０℃以下迄冷却される。
【００２３】
本発明により圧延シート製品を製造するためには、製品は、長さ方向と幅方向の双方で、少なくとも１５％の厚さ縮小率からなる最終の所望の製品ゲージ迄この製品を冷圧延することにより冷時加工される。冷圧延時の実際的な最大厚さは、シートまたは薄板のクラック発生のために中間焼きなまし無しで約９０％である。好ましくは、冷圧延度は、各ステップで２０から５０％であり、好ましくは各ステップで２０から４０％である。上記に示したような冷圧延法を用いて、特に異方性の低減の改良が機械的性質において得られ、また更に特に降伏強度、引っ張り強さ及び伸びについて良好なバランスがＬ−方向に４５°で得られた。
【００２４】
冷圧延時、圧延製品は、処理または中間焼きなましにかけて、冷圧延製品の作業性を改良してもよい。中間焼きなましは、好ましくは３００から５００℃までの、更に好ましくは３５０から４５０℃までの、そして最も好ましくは３８０から４１０℃までの範囲の温度で行われる。中間焼きなましの均熱時間は、０．５から８時間までの、そして好ましくは０．５から３時間までの範囲であり、その後は、製品は空気冷却により冷却される。
【００２５】
次に、本発明の冷圧延シート製品は、通常、４６５から５６５℃までの、好ましくは４９０から５４０℃までの範囲の温度で０．１５から８時間までの範囲の均熱時間、好ましくは０．５から３時間までの、そして更に好ましくは０．８から２時間までの均熱時間の間溶体化処理され、その間に、過剰な相はその温度で最大限溶解する。
【００２６】
最終製品及びその製品を形成する場合の操作に必要な望まれる強度と破壊靭性を更に付与するためには、この製品は、通常急速な空気冷却により、少なくとも０．２℃／秒の冷却速度、また好ましくは少なくとも１℃／秒の冷却速度を用いて、１５０℃以下迄冷却されなければならない。比較的高い均熱温度と比較的長い均熱時間と指示された冷却速度の組み合わせによって、望ましい機械的性質の点で改良が得られ、特に、この処理は破壊靭性Ｋcoと最終製品の伸びに対して有益である。得られる製品は、本質的にタイプ−Ａのルーダーライン（Ｌｕｄｅｒ−ｌｉｎｅ）がないことも判明した。また、更には、得られる製品の熱安定性が改善される。
【００２７】
焼きなましされた製品を冷却した後、また人工なエージングに先立って、製品を好ましくは室温で、元の長さの３％以下の量で延伸してもよく、あるいは元の長さの３％以下の延伸と同等の有効な効果をその製品に付与するように加工あるいは変形してもよい。好ましくは、延伸は、元の長さの０．３から２．５％までの、更に好ましくは、０．５から１．５％までの範囲である。言及される加工効果は、圧延及び鍛造並びに他の加工操作を含むことを意味する。本発明の製品の延伸により、その中の残存応力が除去され、製品の平坦性が改良され、そして、またエージング応答も改良されることが判明した。
【００２８】
本発明の方法における好適な人工的なエージング工程は、ここに引用により入れられている国際特許出願番号ＷＯ−９９／１５７０８に述べられている。
【００２９】
マグネシウムを２から８％の範囲で含むＡｌ−Ｍｇ合金シートであって、このシートが延伸後タイプ−Ａのルーダーラインがないものを提供する方法がＵＳ−Ａ−４，ｌ５１，０１３から公知であることをここで述べなければならず、これは、
（ａ）このシートを４５５−５６５℃、（８５０から１０５０°Ｆ）の範囲、好ましくは４８０−５１０℃（９００から９５０°Ｆ）の範囲の温度迄０．５から１０分間の均熱時間の間加熱し、
（ｂ）このシートを１７５℃（３５０°Ｆ）以下迄予め決めた冷却速度Ｑで冷却し、
（ｃ）このシートを元の長さの０．２５から１％延伸する
ことからなる。
【００３０】
しかしながら、この特許は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｌｉ合金についてのこの方法の使用を述べていず、更には本発明の方法で説明するような０．１５から８時間の範囲の更に長い均熱時間により、タイプ−Ａのルーダーラインを回避することもでき、更に最終製品の破壊靭性Ｋcoと伸びの値の改良を得るかもしれないことを述べていない。また、クラック伝播抵抗の改良を得ることができることを述べなかった。
【００３１】
製品は、加工し、焼きなましした後、エージングして、航空機部材に極めて望まれる、強度と破壊靭性とクラック伝播抵抗の組み合わせを得てもよい。製品は、通常、外気温度で自然エージングか、あるいは人工エージングして、この組み合わせを得てもよい。シートまたは成形製品を６５から２０５℃の範囲の温度に降伏強度を更に増大させるのに充分な時間だけ置くことにより、これを行うことができる。
【００３２】
更に、本発明により形成された製品を、当業界でよく知られている通常のアンダーエージング処理のいずれかにかけてもよいことが判るであろう。また、ここでは１段のエージングに言及したが、２あるいは３段のエージング等の多段エージングも考慮に入れられていて、このような多段エージングの一部の前あるいは後でそれと同等の加工の延伸を使用してもよい。
【００３３】
本発明の方法の好ましい実施形態では、得られる製品は、４００ｍｍ幅のＣＣ
【００３４】
【外３】
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【００３５】
米国をベースとする文献においては、材料のＫcoは、しばしばＫappまたは見掛けの破壊靭性と呼ばれる。
【００３６】
本発明の方法の好ましい実施形態においては、得られる製品は、少なくともＬ−及びＬＴ−方向で４３０ＭＰａあるいはそれ以上の最小引っ張り強さを有し、更に好ましくはこれらの指示された方向で４５０ＭＰａあるいはそれ以上の最小引っ張り強さを有する。Ｌ方向に対して４５°で好ましい最小引っ張り強さは、３９０ＭＰａあるいはそれ以上、そして更に好ましくは４００ＭＰａあるいはそれ以上である。
【００３７】
本発明の方法の好ましい実施形態においては、得られる製品は、少なくともＬ−及びＬＴ−方向で３００ＭＰａあるいはそれ以上の最小降伏強度、そして更に好ましくはこれらの指示した方向で３１５ＭＰａあるいはそれ以上の、そして最も好ましくは３３０ＭＰａあるいはそれ以上の最小降伏強度を有する。Ｌ方向に対して４５°で好ましい最小降伏強度は、２５０ＭＰａあるいはそれ以上、そして更に好ましくは２６０ＭＰａあるいはそれ以上、そして更に好ましくは２７０ＭＰａあるいはそれ以上である。
【００３８】
本発明の方法の更なる実施形態においては、得られる製品は、Ｌ方向で４００ＭＰａあるいはそれ以上最小降伏強度、そしてＬＴ−方向で３７０ＭＰａあるいはそれ以上の、そしてＬ−方向に対して４５°で３３０ＭＰａあるいはそれ以上の最小降伏強度を有する。
【００３９】
本発明の方法により得られるアルミニウム−マグネシウム−リチウムベースの製品の合金化元素を限定する理由は下記に記述される。すべての組成のパーセントは重量による。
【００４０】
Ｍｇは、製品中の主要な強化用元素であり、密度を増加させない。３．０％以下のＭｇレベルは、必要とされる強度を付与せず、添加が６．０％を超えると、製品の鋳造及び熱圧延時にひどいクラック発生が起こることがある。Ｍｇの好ましいレベルは、加工性と強度の妥協として、４．３と５．５％の、そして更に好ましくは４．７と５．３％の間である。
【００４１】
また、Ｌｉも必須の合金化元素であり、製品に低密度、高強度、良好な溶接性、及び極めて良好な自然エージング応答を付与する。好ましいＬｉレベルは、加工性と強度の妥協として、１．０から２．２％までの、更に好ましくは１．３から２．０％までの、そして最も好ましくは１．５から１．８％までの範囲である。
【００４２】
合金化元素としての亜鉛は、本発明の製品中に存在してもよく、改良された沈殿硬化応答と腐食性能を提供する。１．５％以上の亜鉛レベルは、良好な溶接性能をもたらさず、更に密度を増加させる。亜鉛の好ましいレベルは、０．０５−１．５％であり、そして更に好ましくはこのレベルは０．２−１．０％の間である。
【００４３】
Ｍｎは１．０％迄の範囲で存在してもよい。Ｍｎの好ましいレベルは、０．０２から０．５％の範囲、そして更に好ましくは０．０２から０．２５％の範囲である。この範囲で、添加されたマンガンは、グレイン構造を制御する助けをする。
【００４４】
Ｃｕは、機械的性質を著しく増大させることができるが、耐食性を劣化させるので、好ましくは製品に添加されない。Ｃｕレベルは、０．３％を超えてはならず、好ましい最大レベルは０．２０％であり、更に好ましくは最大レベルは０．０５％である。
【００４５】
Ｓｃは、０．４％迄の範囲で存在してもよく、製品の強度を改良し、溶接時の熱時クラック感度を低減することにより、製品の溶接性を改良し、結晶化温度を増大させ、グレイン構造の制御能を改良する。好ましい範囲は、強度と加工性の妥協として、０．０１％から０．０８％まで、更に好ましくは０．０２から０．０８％までである。スカンジウムの代り、あるいはスカンジウムに加えて、ネオジム、セリウム及びイットリウム、またはこれらの混合物等の類似の効果を持つ元素を、本発明の製品の本質を変えずに使用することができる。
【００４６】
Ｚｒは、好ましくは再結晶化抑制剤として添加され、好ましくは０．０２から０．２５％の範囲で、更に好ましくは０．０２から０．１５％までの、そして最も好ましくは０．０５から０．１２％までの範囲で存在する。他のグレイン改良剤をアルミニウム−マグネシウム−リチウム合金に使用することができるが、ジルコニウムはこのタイプの合金に最も効果的なものであることが明らかになった。ジルコニウムの代り、あるいはジルコニウムに加えて、クロム、マンガン、ハフニウム、チタン、ホウ素、バナジウム、チタン二ホウ化物、またはこれらの混合物等の類似の効果を持つ元素を本発明の製品の本質を変えずに使用することができる。
【００４７】
このタイプの合金にしばしば使用される高価な合金化元素の銀を添加してもよい。銀は、約０．５％迄の通常の範囲で、好ましくは０．３％迄の範囲で添加することができるが、結果として性質の顕著な増大を生じないこともある。しかし、溶接に極めて有用である時効応答を向上することがある。
【００４８】
鉄とケイ素は、各々合計０．３％迄の最大レベルで存在させることができる。これらの不純物は、痕跡量でのみ存在することが好ましく、鉄は最大０．１５％に、ケイ素は最大０．１２％、そして更に好ましくはそれぞれ最大０．１０％及び０．１０％に制限される。
【００４９】
痕跡の元素のナトリウムと水素は、アルミニウム−マグネシウム−リチウム合金の性質（特に、破壊靭性）に有害であると考えられ、例えば、ナトリウムについては１５から３０ｐｐｍ（０．００１５−０．００３０％）の、そして水素については１５ｐｐｍ（０．００１５％）未満、好ましくは１．０ｐｐｍ（０．０００１％）未満のオーダーの、実際的に到達可能な最低レベルに維持されなければならない。合金の残余は、勿論、アルミニウムと偶然に存在する不純物を含んでなる。通常、各不純物元素は、最大０．０５％で存在し、不純物の合計は、最大０．１５％である。
【００５０】
本発明は、更に、本発明により得られるアルミニウム−マグネシウム−リチウム製品の航空機のスキン等の航空機の構造部品とまた航空機の下部翼スキンの製造への使用から更になり、航空機の機体のスキンに使用され得る。
【００５１】
（実施例）
本発明は、いくつかの非限定的な実施例により例示される。
【００５２】
実施例１
３つのインゴットを工業的規模で製造し、そのうちの２つを本発明により製造し、１つを比較のために製造した。３５０ｘ１４５０ｘ２５００ｍｍの寸法を持つ３つのインゴットＡ、Ｂ及びＣ（組成を表１に掲げた）を３９５℃迄約８時間予熱し、次に幅方向に１５３ｍｍの中間厚さ迄熱圧延し、続いて、再度３９５℃迄約８時間予熱し、次に長さ方向に９ｍｍの中間厚さ迄熱圧延した。熱圧延に続いて、製品を３９５℃で１００分間保持し、続いて空気冷却することにより、熱圧延された中間製品を熱処理する。次のステップにおいて、インゴットＡからの材料を本発明によって幅方向に７．６ｍｍの中間厚さ迄冷圧延し、一方、インゴットＢからの材料を長さ方向に同じ中間厚さ迄冷圧延する。引き続き、インゴットＡを長さ方向に６．１ｍｍの中間厚さ迄、次に４．６ｍｍの最終厚さ迄冷圧延した。冷圧延ステップの間に、中間製品を３９５℃で１００分間中間焼きなましし、続いて空気冷却する。インゴットＢ及びＣからの材料を最初に、それぞれ長さ及び幅方向に、９ｍｍから６．１ｍｍ迄冷圧延し、熱処理し、次に長さ方向に６．１から４．６ｍｍ迄冷圧延した。引き続き、インゴットＡ及びＢ双方の冷圧延材料を５３０℃で１時間溶体化処理し、次に空気冷却を用いて、約０．３℃／秒の平均冷却速度を可能にすることにより、１５０℃以下迄冷却した。一方、インゴットＣからの材料を同じ処理にかけたが、４８０℃で１時間溶体化処理した。冷圧延され、溶体化処理されたシートを室温で元の長さの０．８％延伸した。延伸に続いて、最初に８５℃で６時間、次に１２０℃で１２時間、次に１００℃で１０時間からなる３ステップのエージング熱処理でシート製品をエージングした。この加工ステップも表２に要約する。
【００５３】
エージングに続いて、方向の関数としての機械的性質についてシートを試験し、その結果を表３と４に要約する。すべての結果は試験した３つの試料の平均である。引っ張り試験については、試料は、Ｉ0＝５０ｍｍ、ｂ0＝１２．５ｍｍ、及びｄ0＝４．６ｍｍの寸法を有していた。また、更なるシート材料をクラック伝播性能について試験し、Ｔ−Ｌ方向についての結果を図１に示し、２０２４材料についてのマスターカーブの結果と比較する。図２は、Ｌ−Ｔ方向についてのクラック伝播性能を示し、２０２４材料についてのマスターカーブの結果と比較する。また、９５℃で３００時間保持することによりこの材料を熱安定性について試験した。その後、ＫcoをＴ−Ｌ方向のみで試験し、その結果を表５に一覧にしてある。
【００５４】
【表１】
0004954369.tif 000004
【００５５】
【表２】
0004954369.tif 000005
【００５６】
【表３】
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【００５７】
【表４】
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【００５８】
【表５】
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【００５９】
更に、このシート材料をルーダーラインの存在について評価し、インゴットＡ及びＢからの双方のシート材料は、タイプ−Ａ及びタイプ−Ｂのルーダーラインの双方がないことが判明し、一方、インゴットＣからの材料は、タイプ−Ａのルーダーラインの存在を示した。
【００６０】
表３の結果から、本発明により製造された材料（インゴットＡ及びＣ）は、インゴットＢからの材料よりも更に等方性の機械的性質を有することが判る。更に、インゴットＡ及びＣの材料については耐力（ＰＳ）は、すべての方向に対して更に大きいことが判る。また、試験方向の関数としての伸びは、インゴットＡ及びＣからの材料についてインゴットＢからの材料よりも更にバランスがとれていて、そしてその場合、インゴットＡの材料についてのバランスは、インゴットＣ材料についてよりも良好である。
【００６１】
表４の結果から、溶体化処理の温度が高い程破壊靭性が増大することが判る。更には、本発明の方法により製造される材料は、幾分更に改良され、そして更にバランスのとれた破壊靭性さえも有することが判り、これは、適用された圧延法によるものと思われる。
【００６２】
表５の結果から、５３０℃で溶体化処理された材料（インゴットＡ及びＢからの材料）は、良好な熱安定性を有することが判り、この結果は変化しないままである。一方、４８０℃で溶体化処理された材料は、約９％のＫco値の減少を示す。
【００６３】
臨界的なＴ−Ｌ試験方向についての図１の結果から、双方の材料は、２０２４材料に匹敵するか、あるいは更に良好なクラック伝播性能を有することが判る。更には、インゴットＡからの材料は、インゴットＢからの材料よりも良好な結果を与えることが判る。更には、この臨界的な試験方向については、クラック伝播抵抗性は、溶体化処理の温度が高い程改良されることが判る。
【００６４】
Ｌ−Ｔ試験方向についての図２の結果から、溶体化処理の温度が高い程、材料のクラック伝播抵抗性は著しく改良され得ることが判る。この試験方向においては、インゴットＢの材料は、インゴットＡ及びＣの材料よりも良好な結果を示し、これは、圧延方向によるものであり、また予想と一致する。
【００６５】
実施例２
実施例１におけるのと類似の方法で、３つのインゴット（インゴットＤ、Ｅ及びＦ）を工業的規模で製造した。そのうちの１つは本発明により製造したものであり、２つは比較のために製造したものである。３つのインゴットに対する化学組成は同一であり、表６に一覧とされ、そして３５０ｘ１４５０ｘ２５００ｍｍの出発時の寸法を有していた。この加工経路は、実施例１のそれと類似性を示し、表７に要約されている。冷圧延の後、溶体化処理については、２つの異なる温度、すなわち、５３０℃と５１５℃を適用した。
【００６６】
エージングに続いて、このシートを方向の関数としての機械的性質について試験し、結果を溶体化処理の温度の関数として表８に一覧としてある。すべての結果は、試験した３つの試料についての平均である。この引っ張り試験については、試料は、Ｉ0＝５０ｍｍ、ｂ0＝１２．５ｍｍ、及びｄ0＝４．６ｍｍの寸法を有していた。
【００６７】
表８の結果から、本発明により製造された材料（インゴットＤ）は、インゴットＥ及びＦからの材料よりも更に等方性の機械的性質を有し、更に特に伸びは、更にバランスがとれていることが判る。更には、本発明の方法は、結果として著しく高い耐力レベルをもたらすことが判る。更に、冷圧延後の溶体化処理温度が高い程、エージング後の機械的性質が高いことが判る。
【００６８】
【表６】
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【００６９】
【表７】
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【００７０】
【表８】
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【００７１】
いまは本発明を充分に説明したので、付随するクレームで述べるような本発明の精神または範囲から逸脱せずに、多数の変化と変形を加え得ることは当業者には明白であろう。
【図１】
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【図２】
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