JPH0346537B2 - - Google Patents

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【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明はアルミニウム合金から板製品を製造す
る方法に関し、特に、2000番シリーズのアルミニ
ウム−銅−マグネシウムタイプのアルミニウム合
金から高強度、高疲労抵抗、および高破壊靭性を
有する板製品を製造する方法に関するものであ
る。

［従来の技術］ 現在航空機の運行において顕著となつている経
済的因子の１つは、燃料のコストにある。その結
果、航空機の設計者および製造者は、常に全体の
燃料効率を改善しようと努力している。燃費効率
を向上させるばかりでなく、全体として飛行機の
性能を増大させる１つの方策は、飛行機の構造重
量を減らすことである。アルミニウム合金はほと
んどの航空機の多数の構造部品として用いられて
いるので、現行と同一かまたはそれより高い破断
靭性、疲労抵抗、および腐蝕抵抗を維持しながら
現行のアルミニウム合金よりもより高い強度／重
量比を備えたアルミニウム合金を開発するのに顕
著な努力が払われてきた。

たとえば、市販のジエツト航空機の下側翼スキ
ンに現在用いられている１つの合金板は、T351
調質クラスの2024合金板である。2024−T351合
金板は比較的高い強度／重量比を備えており、良
好な破断靭性と良好な疲労特性と十分な腐蝕抵抗
とを示す。市販のジエツト航空機の同一の用途に
時々用いられる別の市販されている合金板は、
7075−T651合金板である。7075−T651合金板は
2024−T351合金板よりも強度が高いが、7075−
T651合金板は2024−T351合金板に比べて破断靭
性と疲労抵抗において劣つている。すなわち、
7075−T651合金板の高い強度／重量比を有利に
用いようとすれば、その合金板を用いた部品の破
断靭性および／または疲労特性が犠牲となつてし
まう。同様に、たとえば7475−T651、−T7651お
よび−T7351、ならびに7050−T7651および−
T73621、ならびに2024−T851のような種々の調
質状態の他の現在市販されている合金板は、とき
として良好な強度または破断靭性特性および／ま
たは応力腐蝕割れおよび剥離腐蝕に対する高い抵
抗力を示すことがあるが、2024−T351合金板に
比べて改良された強度、破断靭性および疲労特性
の組合せを提供することはできない。すなわち、
種々の調質状態にある現在市販されている合金板
をもつてしては、破断靭性、疲労抵抗および腐蝕
抵抗を現行レベルと同程度またはそれ以上に保持
しながら現在2024−T351合金板から製造されて
いる航空機構造部品における重量軽減を達成する
ことは通常不可能である。

したがつて、本発明の目的は、航空機の構造部
品に用いるアルミニウム合金板であつて現行の
2024−T351合金板よりも大きな強度／重量比を
備えたアルミニウム合金板の製造方法を提供する
ことである。本発明のもう１つの目的は、応力腐
蝕抵抗および剥落腐蝕抵抗をほぼ2024−T351合
金板のそれらに等しいレベルに保持しながら、改
良された疲労特性および破断靭性特性を備えたア
ルミニウム合金板の製造方法を提供することであ
る。

［発明の概要］ 本発明による2000シリーズ合金板は、T3調質
による2024合金板より５％ないし８％の強度増大
を与えることにより前述の目的を達成している。
実際に、本発明の合金板は、自然時効状態におい
ては他のいかなる市販の2000シリーズアルミニウ
ム合金板よりも強い。同時に、本発明のアルミニ
ウム合金板の破断靭性および疲労抵抗は、T3ま
たはT8調質による2024合金板のごとくに本発明
の合金板の強度に等しいかまたはそれに近い強度
を備えたアルミニウム合金板の破断靭性および疲
労特性よりも高い。さらに、本発明の合金板の腐
蝕抵抗は、T3タイプ調質の2024合金板が示す腐
蝕抵抗とほぼ等しい。

本発明の2000シリーズアルミニウム合金板にお
ける所望の特性の組合せは、合金元素および不純
物元素の化学成分範囲を精密に制御し、その合金
板製品内に好ましくはかなりの未再結晶状態のマ
イクロ組織を保持し、予時効および冷間圧延する
ことでその合金板の強度を高いレベルへと増大さ
せることによつて達成されている。本発明の合金
板は、基本的には3.8％〜4.4％の銅と、1.2％〜
1.8％のマグネシウムと、0.3％〜0.9％のマンガン
と、少量の不純物元素と、残余のアルミニウムと
からなつている。存在する不純物元素に関してい
えば、最大許容量は亜鉛が0.25％であり、チタン
が0.15％であり、クロムが0.10％であり、鉄が
0.10％であり、そしてケイ素が0.12％である。そ
の合金内に存在するその他の種々の微量の不純物
元素についていえば、そのような元素の各々の最
大許容含有量は0.05％であり、そのような元素の
合計の許容含有量は0.15％である。その合金はい
つたん鋳造された後に板製品にするために熱間加
工される。板製品は次に溶体化処理され、急冷さ
れ、予時効させられ、11±２％だけ冷間圧延さ
れ、そして引き伸ばされた後に室温において自然
時効させられる。本発明の合金板の高強度は、予
時効と冷間圧延を施すことによつて達成されてい
る。本発明の合金板の破断靭性および疲労抵抗
は、化学成分を精密に制御しかつ前述の処理制御
操作を施すことによつて高いレベルに維持されて
いる。

［実施例］ 本発明の合金板の高強度、高疲労抵抗、高破断
靭性および高腐蝕抵抗特性は、以下に表示する特
定の範囲内に精密に制御された化学成分ならびに
注意深く制御された熱処理に依存している。板製
品は、所望の強度および疲労特性を達成するため
に特定の予時効および冷間圧延処理もまた採用さ
れている。もし本発明の合金板を製造するのに必
要とされる成分範囲、製造工程、熱化学プロセス
および熱処理工程が以下に述べる範囲から外れて
いる場合には、破断靭性の増大および疲労強度の
改善の目的は達成されないであろう。

本発明によるアルミニウム合金板は、基本的に
は3.8％〜4.4％の銅と、1.2％〜1.8％のマグネシ
ウムと、0.3％〜0.9％のマンガンと、少量の不純
物元素と、残余のアルミニウムとからなつてい
る。本発明の合金板内に存在する不純物元素であ
る亜鉛、チタン、およびクロムの最大許容含有量
は、亜鉛が0.25％であり、チタンが0.15％であ
り、そしてクロムが0.10％である。不純物元素で
ある鉄とケイ素についていえば、最大許容含有率
は鉄が0.10％であり、ケイ素が0.12％である。そ
の他の種々の微量の不純物元素についていえば、
それらの元素の各々は0.05％の最大限度内であ
り、それらの元素の最大合計含有率は0.15％以内
である。以上の％値は合金全体に基づく重量％を
表示している。

本発明用合金を形成するのに、通常の溶解およ
び鋳造工程が採用される。不純物元素、特に鉄と
ケイ素が許容される最大値以下になるようにする
ために、アルミニウムおよび合金成分内の純度を
高く維持するように注意が払われなければならな
い。連続直接冷却鋳造のような通常の手法を用い
て、当該合金からインゴツトが製造される。イン
ゴツトが製造されれば、そのインゴツトはたとえ
ば約920〓（493℃）の高温に十分な時間だけさら
されてインゴツトの内部組織が均一化され、合金
元素のほぼ一様な分布を与えるような慣用の手法
を用いて均一化され得る。次にインゴツトは、熱
間工程をへて所望の板製品にすることができる。
板製品の性能を改善するためには、たとえば再結
晶割合が50体積％以下となるように再結晶の割合
を低下させることが望ましいが、このことは本発
明の特性目標を達成するためには不可欠なことで
はない。熱間加工中における合金の温度を加工工
程中に受ける内部歪みが完全に焼鈍除去されるレ
ベルに維持し、加工作業自体の際またはその後の
溶体化処理の際の再結晶の程度が減少するように
することによつて、再結晶は減少させることが可
能である。

合金が板製品へと熱間加工された後に、その合
金板は典型的には溶体化処理効果が平衡に達する
のに十分な時間だけ920〓（493℃）のオーダの温
度で溶体化処理される。溶体化効果が平衡に達し
たならば、板製品は通常の手法を用いて、すなわ
ち板製品に水をスプレーするか、または板製品を
室温の水内に浸漬することによつて急冷される。
急冷の後、本発明の合金板製品は予時効されて冷
間圧延される。その板製品はストレツチヤーを用
いて応力が解放され、最終処理段階として自然時
効させられる。

凝固、加工、および熱処理中に形成される大き
な金属間化合物は、本合金板の破断靭性を低下さ
せる。したがつて、金属間化合物を形成する元素
のレベルを上述の許容最大レベル値以下に維持す
ることがもつとも重要である。金属間化合物は、
鉄およびケイ素のごとき不純物元素からばかりで
なく、主要合金元素である銅、マグネシウム、お
よびマンガンからも形成されることがあり得る。
主要合金元素である銅の含有量は固溶体化熱処理
の間にこの元素が固溶体内に吸収されるような量
に制限され、また、銅を含む不所望の実質的な大
きさを有する金属間化合物粒子が形成されるのに
十分な量だけ過剰の銅が存在することがないよう
に制限される。不純物元素の鉄およびケイ素の量
もまた、実質的な量の鉄およびケイ素を含む粒子
が形成されるのを防止するために、前述のような
極めて低いレベルに制限される。

アルミニウム、銅、マグネシウム、マンガン、
鉄、およびケイ素によつて形成されたCuAl₂、
CuMgAl₂、Al₁₂（Fe、Mn）₃Si、Al₇Cu₂Fe、およ
びMg₂Siのごとき大きな金属間化合物の総量が本
発明の合金板全体の約1.5体積％を越えた場合に
は、その合金板の破断靭性は所望のレベル以下に
低下し、実際には2024タイプの類似の従来技術に
よる合金板の破断靭性レベル以下に低下する。も
しそのような金属間化合物の合計体積が合金板全
体の約0.5〜1.0体積％の範囲内にあるときには、
破断靭性はさらに向上する。もし前述の好ましい
範囲内に金属間化合物粒子が維持される場合に
は、本発明の合金板の破断靭性は類似の強度を有
する従来技術の合金板のそれを実質的に上回るで
あろう。

本発明の合金板製品についていえば、改善され
た強度、破断靭性、および疲労特性の組合せは、
化学成分を注意深く制御し、注意深く制御された
熱処理を行なうことによつてのみならず、特に、
精密に制御された予時効および冷間圧延工程を施
すことによつて達成される。本発明の板製品を製
造するとき、合金板を急冷（焼き入れ）し、冷間
圧延工程を施す前に予時効させることにより、最
大の強度状態が得られる。その急冷された合金板
は、冷間圧延の前の自然（室温）時効により得ら
れると期待される全降伏強度上昇の約1/2から2/3
まで時効硬化されるのが好ましい。本発明の合金
板に対しては、予時効による所要の降伏強度達成
は最小で約４〜６時間で実現できる。その合金板
を冷間圧延工程の前に約４〜10時間だけ予時効さ
せるのが最も好ましい。たとえば室温における約
２時間程度の少ない予時効時間を採用した場合に
は、本発明の合金板の最終強度が2ksiまたはそれ
以上低下する。予時効の時間を10時間以上に選ん
だときには、強度増大はほとんどそれ以上増え
ず、ストレツチヤによる応力解放工程中における
破損の問題が生じることがある。

本発明の合金板製品を溶体化処理し、急冷し、
予時効した後に、冷間圧延することによつて、た
とえば市販の2024−T351板（これは基準合金板
と称することにする）により得られる以上の強度
が達成される。本発明の合金板を冷間圧延処理す
ることによつて、極限強度は類似の非冷間圧延合
金板のそれに比べて8ksi近くの上昇が得られ、す
なわち、本発明合金板の極限強度は、たとえば
2024−T351合金板のそれに比べて約５％の増大
となる。極限強度におけるこの増大は、2024−
T351基準合金板よりも合金成分の公称量が少な
いにもかかわらず得られている。一般に、冷間圧
延工程によつてもたらされる強度増大は合金板の
破断靭性特性における比例した低下を伴うという
ことを認識しなければならない。すなわち、本発
明のように合金における注意深い制御によつても
たらされる破断靭性の実質的な初期増大がなかつ
たならば、冷間圧延段階によつてもたらされる強
度の増大は効果が減殺され、多分有利な効果とは
ならないであろう。すなわち、本発明の合金板の
例外的に優れた破断靭性特性は、本発明の冷間圧
延段階を経ての極限強度増大のために幾分減殺さ
れるものの、本発明の合金板の特性は最終的にバ
ランスされ、2024−T351基準合金板の強度およ
び靭性に比べて両方とも増大している。

本発明の冷間圧延工程は、できる限り少ないパ
スにおいて達成されるのが好ましい。なぜなら
ば、軽いパスを繰り返せば冷間加工の効果は板の
表面層に集中し、製品の板厚中に強度と応力の勾
配が発生する傾向があるからである。所望の板厚
減少を達成するのには、板製品をロール間に１回
または２回通す方法を採用するのが好ましい。本
発明の合金板は、冷間圧延する以前の元の板厚の
約９％から約13％だけ冷間圧延して減厚するのが
好ましい。冷間圧延率が約９％より少ない場合に
は航空機構造物における似た用途に所望されるよ
り低い強度レベルしか得られず、約13％より大き
な減厚率（圧延率も同義）を採用すれば合金の破
断靭性が劣化することになる。もし本発明の合金
板の冷間圧延率が約13％よりも大きい場合には、
最終の引延ばし操作の際に板製品は破損しやすく
なり、ときには得られる板製品が使用不能とな
る。しかしながら、冷間圧延率が９％から13％の
範囲内に限定される場合には破損は起こりにく
く、破損があるとすれば、通常それは板製品内に
明白な望ましくない物理的欠陥が存在するためで
ある。

冷間加工工程は、成分制御および予時効技法に
よつてもたらされるマイクロ組織とあいまつて本
発明の合金板の疲労特性を高めることも判明して
いる。その理由は、冷間加工工程が合金マイクロ
組織内に転位の配列を誘起せしめ、これが疲労ク
ラツクの発生および成長を緩やかにするためであ
ると考えられる。大きな金属間化合物がほとんど
ないマイクロ組織は、急速に成長する疲労クラツ
クに対する疲労クラツク成長速度を低下させるの
に効果がある。

板製品は、平坦化しかつ強化して、焼き入れお
よび圧延によつて残留する応力をその板製品から
除去するために、最終加工工程として引延ばされ
る（ストレツチ工程）。ストレツチングの時点に
おいて、冷間加工状態にある板は、通常の市販の
合金から作られる板製品の場合に普通は最小でも
１〜1.5％の延びが必要とされるのに対して、本
合金板の場合には最小の１％のみを与えれば十分
であることが判明している。冷間加工を受けた本
発明の合金板内の応力パターンは通常の状態から
処理されて急冷された材料の応力パターンと逆転
していることに注目すべきである。すなわち、本
発明の合金板の表面層は引つ張り応力状態にあ
り、中心部分は圧縮応力状態にある。本発明の合
金板製品を２％〜３％を越えてストレツチングす
ればストレツチング工程において破損が起こりや
すくなるが、この望ましくない結果は、好ましく
はストレツチングの量を１％の最小必要量に制限
することによつて防止することができる。

例 本発明合金板の長所、成分制御、マイクロ組織
制御、および冷間加工技法の重要性を例示するた
めに以下の例を説明する。

例 本発明用合金からなる50個以上のインゴツトが
通常の手順に従つて形成された。これらのインゴ
ツトの公称成分は、4.1％の銅と、1.5％のマグネ
シウムと、0.5％のマンガンと、0.06％の鉄と、
0.05％のケイ素と、0.01％以下のクロムと、0.02
％のチタンと、0.03％の亜鉛と、合計で約0.03％
の他の微量の不純物元素と、残余のアルミニウム
とであつた。これらのインゴツトは形状が直方体
をしており、公称厚さが16インチ（406mm）であ
つた。そのインゴツトは約920〓（493℃）で表面
削りされ、均質化され、0.5インチ（12.7mm）か
ら2.0インチ（50.8mm）まで変化する種々の板厚
へと熱間圧延された。それらの板は、次に約920
〓（493℃）で板厚に応じて１〜２時間溶体化処
理され、室温の水でスプレー焼き入れされた。板
は次に室温で４〜10時間の範囲内の時間だけ自然
予時効され、11±２％の板厚減少率で冷間圧延さ
れ、焼き入れおよび圧延による残留応力を減少さ
せるために圧延方向に１％〜３％の量だけストレ
ツチ加工され、そして４日間自然時効させられ
た。その後、それらの板製品から取り出された試
片について極限引つ張り強さ、破断靭性、および
疲労クラツク成長速度の試験が行なわれた。これ
らの試験から得られたデータは、試験の各々につ
いて、最小強度、平均破断靭性、および疲労クラ
ツク成長速度の値を提供すべく分析された。

比較のために、通常の市販の2024−T351合金
板、2024−T851合金板、7075−T651合金板、お
よび7475−T651合金板からの類似のデータも分
析された。2024合金の公称成分は、4.35％の銅
と、1.5％のマグネシウムと、0.6％のマンガン
と、0.26％の鉄と、0.15％のケイ素と、他の微量
の不純物元素と、残余のアルミニウムとであつ
た。7075合金は、5.6％の亜鉛と、2.5％のマグネ
シウムと、1.6％の銅と、0.2％のクロムと、0.05
％のマンガンと、0.2％の鉄と、0.15％のケイ素
と、他の微量の不純物元素と、残余のアルミニウ
ムとからなる公称成分を有していた。7475合金の
公称成分は、5.7％の亜鉛と、2.25％のマグネシ
ウムと、1.55％の銅と、0.20％のクロムと、0.08
％の鉄と、0.06％のケイ素と、0.02％のチタン
と、他の微量の不純物元素と、残余のアルミニウ
ムとであつた。

なお、一般に、2000番シリーズは銅を主要な合
金元素として含むアルミニウム合金であることを
意味し、7000番シリーズは亜鉛を主要な元素とし
て含むアルミニウム合金であることを意味する。
2024合金と称されるアルミニウム合金の公称の組
成範囲は、最大で0.50％のケイ素と、最大で0.50
％の鉄と、3.8〜4.9％の銅と、0.3〜0.9％のマン
ガンと、1.2〜1.8％のマグネシウムと、最大で
0.10％のクロムと、最大で0.25％の亜鉛と、最大
で0.15％のチタンと、他の微量の不純物元素と、
残余のアルミニウムを含んでいる。

また、7075合金と称されるアルミニウム合金の
公称の組成範囲は、最大で0.40％のケイ素と、最
大で0.50％の鉄と、1.2〜2.0％の銅と、最大で
0.30％のマンガンと、2.1〜2.9％のマグネシウム
と、0.18〜0.28％のクロムと、5.1〜6.1％の亜鉛
と、最大で0.2％のチタンと、他の微量の不純物
元素と、残余のアルミニウムを含んでいる。

さらに、7475合金と称されるアルミニウム合金
の公称の組成範囲は、最大で0.10％のケイ素と、
最大で0.12％の鉄と、1.2〜1.9％の銅と、最大で
0.06％のマンガンと、1.9〜2.6％のマグネシウム
と、0.18〜0.25％のクロムと、5.2〜6.2％の亜鉛
と、最大で0.06％のチタンと、他の微量の不純物
元素と、残余のアルミニウムを含んでいる。

また一般に、T3タイプの調質とは、基本的に
溶体化処理と、冷間加工と、実質的に安定な状態
への自然時効を含む。一方、T6タイプの調質は、
基本的に、溶体化熱処理とそれに続く人工時効を
含む。そして、T8タイプの調質は、溶体化処理
と、冷間加工と、それに続く人工時効を含む。さ
らに、最終の下二桁の数字の51は、応力を緩和す
るための1.5〜３％の引つ張り（ストレツチング）
を処理を表わしている。本発明にかかるT391調
質は、高度の冷間加工を含んでいる。

引つ張り強度試験は、通常の態様で行なわれ
た。

中央に切欠を設けたパネルを用いて破断靭性試
験が室温において通常の態様で行なわれ、パネル
破断における破断靭性の単位である見掛けの応力
密度係数（Kapp）としてデータが整理された。
応力密度係数（Kapp）は応力負荷方向に垂直な
方向のクラツクを含む平坦なパネルを破断させる
のに必要な応力に関係しており、次の公式から決
定される。

Kapp＝σ_g√₀α ここに、σ_gはパネルを破断させるのに必要な全
応力であり、a₀は中央に切欠を入れたパネルに対
する初期クラツク長さの半分、αは有限幅に対す
る修正係数（試験したパネルの場合、αはわずか
に１より大きな数）である。

この試験の場合には、パネルの幅の約1/3の中
央クラツクを含んだ16インチ（406mm）幅から48
インチ（1219mm）幅の種々のパネルを用いて
Kappの値を求めた。

疲労クラツク成長速度の比較のためのデータ
は、予めクラツクを与えた単一エツジ切欠パネル
から得られたデータから作成された。パネルは、
疲労クラツクの方向に垂直な方向でかつ圧延方向
に平行に実験室の雰囲気内で周期的に応力負荷さ
れた。これらの試験における最小応力と最大応力
の比Ｒは0.06であつた。疲労クラツク成長速度
（da／dN）は、予めクラツクを入れた試片に適
用された繰返し応力密度係数（ΔK）の関数とし
て決定された。前記因子ΔK（単位ksi／√in）は、
パネルに加えられた繰返し疲労応力（Δσ）と、
応力比(R)と、クラツク長さと、パネル寸法との関
数である。疲労比較試験は、疲労クラツクを当該
合金板の各々について3.0マイクロインチ／サイ
クル（0.076ミクロン／サイクル）の速度で伝播
させるのに要する繰返し応力密度係数（ΔK）を
参照して行なわれた。

強度、破断靭性、および疲労クラツク成長速度
の試験結果は、2024−T351基準合金板からの％
変化として第１図の棒グラフに示されている。こ
こに2024−T351合金板が基準合金板として選ば
れたのはその成分が本発明合金板のそれと類似し
ているからであり、またその合金板が下側翼表面
を含む多くの航空機用途に現在用いられているか
らである。最小の極限引つ張り強度（F_tu）（99％
の試験片が図示の値を95％以上の信頼レベルで越
える値）の値と平均のKappが第１図の適切な棒
の頂部に記載されている。疲労クラツク成長速度
の挙動は、与えられた合金板に対して3.0マイク
ロインチ／サイクルのクラツク成長速度を得るの
に必要な平均繰返し応力密度（ΔK）と、2024−
T351合金板に対して3.0マイクロインチ／サイク
ルのクラツク成長速度を得るのに必要なΔKとの
％差として表わされている。第１図からわかるよ
うに、2024−T351合金板に対して3.0マイクロイ
ンチ／サイクルのクラツク成長速度を与えるのに
必要とされる前記ΔKのレベルは約10ksi√inであ
り、本発明の合金板のそれは11.6ksi√inであり、
7075−T651合金板は8.2ksi√inであり、7475−
T651合金板は8.2ksi√inであり、2024−T851合
金板のΔKのレベルは8.0ksi√inであつた。

第１図の棒グラフによれば、本発明の合金板は
2024−T351基準合金板よりも５％〜16％良好な
強度、破断靭性、および疲労特性を備えているこ
とがわかる。図からわかるように、7075−T651
合金板、7475−T651合金板、および2024T851合
金板の全てが、本発明合金板の強度特性に等しい
かそれより優れた強度特性を備えている。しかし
ながら、これらの合金板の疲労および破断靭性の
特性は本発明合金板のそれより劣るばかりでな
く、2024−T351基準合金板のそれよりも著しく
劣つている。すなわち、本発明の合金板の性能範
囲にとどめて、板製品を注意深く時効して冷間圧
延し、本発明の合金板を安定状態へと自然時効さ
せることにより、３つの特性がすべて、すなわち
強度、破断靭性、および疲労のすべての特性を
2024−T351基準合金板のそれらに比べて改善す
ることができる。

例 例の手順と類似の手順を用いて本発明用合金
の典型的なインゴツトから板製品が製造された。
これらの合金は例にのべた本発明用合金から作
つたインゴツトの公称成分と類似の公称成分を備
えていた。焼き入れ後にそれらの板製品は24時間
までの種々の時間だけ室温で自然時効させられ、
10％だけ冷間圧延され、最小限の１％だけストレ
ツチされ、そして最低４日間だけ自然時効させら
れた。それらの板製品から取り出された試片は、
次に通常の手順によつて極限引つ張り強さの試験
が行なわれた。得られた引つ張り強さの値は、焼
き入れと冷間圧延との間の予時効の時間を横軸に
とつてプロツトされ、その結果それらの値は第２
図の曲線１０と１２との間の範囲内に入ることが
判明した。曲線１０は与えられた予時効の時間に
対する引つ張り強さの上限を表わしており、曲線
１０には同一の与えられた予時効の時間に対する
引つ張り強さの下限を表わしている。この図から
わかるように、本発明の合金板の典型的引つ張り
強度は、もし急冷と冷間圧延との間に４時間また
はそれ以上の時間遅れ（予時効時間）が許容され
れば２〜3ksiの増大を示す。これらのグラフは、
全強度状態の約2/3は室温で４時間だけ予時効す
ることによつて達成されていることを示してい
る。焼き入れが行なわれた後で圧延が行なわれる
以前に、少なくとも４時間の予時効時間を含んで
おくことが望まれる。もし予時効時間が長すぎる
場合には、最終のストレツチング工程において板
製品の破損が起こりやすくなる。実用的な予時効
の上側時間限界は、約10時間である。しかし、も
し所定の合金板に対してストレツチング操作を過
度の破損の問題を引き起こすことなく達成できる
ならば、10時間よりも長い予時効時間も許容され
得る。予時効のための好ましい４〜10時間の限界
は、第２図の垂直線１４と１６によつて示されて
いる。

例 例の手順を用いて、例に記載の公称成分を
備えた本発明用合金の典型的インゴツトから板製
品が製造された。これらの板製品は、冷間圧延に
よつて種々の程度に板厚が減少させられた。それ
らの板は、冷間圧延前に４時間ないし10時間予時
効させられた。種々の板材から長手結晶粒方向に
取り出された試片の極限引つ張り強さを決定する
ために、通常の手順が採用された。かくして得ら
れたデータによれば、冷間減厚率が増大するにつ
れて極限引つ張り強さもなだらかに上昇していく
ことがわかる。10％から15％の減厚率の範囲にお
いては、冷間減厚率が１％増大するにつれて約
0.73ksiの極限引つ張り強さの増大が得られる。
種々の試片に対する平均の強度増大が計算され、
第３図のグラフ１８のごとく、冷間圧延による％
板厚減少率を横軸にしてプロツトされた。このデ
ータはまた、最小と最大の強度に対する信頼でき
る限界を決定することを可能にした。計算された
最小強度と最大強度もまた、それぞれ第３図のグ
ラフ２０と２２に示すごとくに％冷間圧延率を横
軸にしてプロツトされた。図示された限界は以下
において「99％／95％信頼レベル」と称されるよ
うに、データ点の99％が図示の値の範囲内に95％
の信頼度で入つていることを示している。この信
頼性の限界値は、平均値と標準偏差値のみならず
試験した試片の数の関数である。試験を行なつた
57個の試片についていえば、前述の99％／95％の
信頼レベルは2.82の標準偏差に基づいている。

第３図からわかるように、11％の冷間減厚率に
おけるこの新規な材料の平均強度は約70ksiであ
り、最小値は11％冷間減厚率において66ksiより
少し大きい。冷間減厚率が11％より少ない場合の
本材料の強度の下限は66ksiよりも小さいが、そ
の強度は冷間圧延率が11％を越えた場合の材料強
度上限によつて埋合わされており、したがつて、
この板製品に対しては、もし冷間圧延率が11±２
％の範囲内に維持されるならば最小限で99％／95
％の信頼度をもつて66ksiの強度を与えられるこ
とがわかる。さらに、もし冷間圧延率が９％以下
になれば、強度の増大が不十分になる。さらに説
明するように、冷間減厚率が13％を越えた場合に
は、最終のストレツチングの処理段階において破
損の問題が増大する。すなわち、本発明の合金板
に所望の特性を付与するためには、11±２％の減
厚率範囲内にとどめる必要がある。９％の下限は
第３図における垂直線２４によつて示されてお
り、13％の上限は垂直線２６によつて表わされて
いる。

例 例に示すように、予時効の後の冷間圧延率を
増大すれば本発明の合金板の強度は増大するが、
冷間圧延率の増大は破断靭性の減少をももたら
す。したがつて、合金板の強度を増大させながら
高レベルの破断靭性を維持するためには、前述の
化学成分の範囲を守らなければならず、冷間圧延
の程度は注意深く制御されなければならない。

本発明用合金の幾つかの実験的熱処理条件によ
つて製造された板製品の靭性と、2024合金から作
つた板の靭性を測定するために、通常の予め切欠
を入れたシヤルピ衝撃試片が用いられた。これら
の試験においては、靭性の測定値として予め切欠
を入れた疲労シヤルピ衝撃試片を破断するのに要
するインチ・ポンド／平方インチで表わした衝撃
エネルギ（Ｗ／Ａ）が用いられた。これらの合金
板は、冷間圧延の程度が０％から15％の範囲内へ
変えられた以外は例に記載の態様で製造された
ものと同じである。本発明用合金と比較のために
用いられた他の実験用合金の銅とマグネシウムの
含有率は、第４図に示されている。本発明の合金
板に対する銅とマグネシウムの範囲は、第４図に
示す四角形で囲まれている。合金Ｃ、Ｅ、Ｂ、
Ｇ、ＭおよびＪは、本発明用合金に対して必要と
される成分範囲内にある。合金Ｈ、Ｉ、およびＡ
は本発明用合金の成分範囲の外側にあり、合金
2024に類似している。第４図にプロツトした合金
の全てが0.47％〜0.57％の範囲内のマンガン含有
率と、0.08％〜0.09％の鉄含有率（合金Ａは0.30
％の鉄含有率を有している）と、0.04％〜0.08％
の範囲のケイ素含有率を有している。銅とマグネ
シウムの含有率は第４図に示されているように変
化する。他の微量の不純物元素の各々は0.05％よ
り少ない量だけ存在しており、それらの微量の不
純物元素の合計は当該合金の重量の0.15％より少
ない。

これらの合金板に対する靭性値（Ｗ／Ａ）は、
第５図において％冷間圧延率に対してプロツトさ
れている。本発明の合金板に対して設定されてい
る冷間圧延率の範囲（11±２％）は、垂直線３０
と３２によつて示されている。すべての合金に対
する靭性のレベルは冷間圧延率の量が増大するに
つれて減少しているが、本発明の合金板Ｂ、Ｃ、
Ｅ、Ｇ、Ｊ、およびＭはより高い平均靭性特性を
備えており、第５図の曲線３４と３６の間のデー
タ帯内に入つている。本発明合金板の成分範囲の
外側に位置する2024タイプの合金板Ａ、Ｈ、およ
びＩの靭性値はすべて曲線３８と３４の間の領域
内に入つており、このことは本発明の合金板の銅
含有率より高い銅含有率を与えれば靭性が減少す
ることを示している。比較のために、冷間減厚を
施さない市販の2024−T351合金板に対する平均
の靭性が、第５図の点２８として示されている。
冷間加工なしの2024−T351合金板の平均靭性値
は本発明合金板のそれよりも低いことが注目され
る。さらに、2024−T351合金板を冷間圧延すれ
ば、その靭性はさらに減少する。本発明の合金板
は冷間圧延しないときに極めて高い初期靭性を備
えているので、本発明合金板はそれが所要の11±
２％の冷間圧延率にさらされた後においてさえ
2024−T351合金板の平均靭性レベルより高い平
均靭性レベルを示している。

例 本発明合金板と2024−T351合金板から作られ
た中央に切欠を設けた試験用パネルについて付加
的破断靭性試験が行なわれた。これらの合金板は
例に記載した手順に従つて製造されたが、その
手順と異なる点は、本発明合金板から作られた１
セツトのパネルに11％の冷間圧延率を与え、別の
パネルセツトに14％の冷間圧延率を与えたという
点である。加うるに、本発明合金板から作つた１
セツトのパネルには11％の公称冷間圧延率が与え
られ後さらに、数年の室温曝露作用をシミユレー
トするために190〓（88℃）で24時間の安定化時
効処理が与えられた。それらの試験パネルは種々
の厚みを備えており、合金板から製造されたほぼ
1.0インチ（25.4mm）厚さの板から機械加工によ
つて作成された。本発明用合金と2024合金の公称
成分は、例に示したものと同一であつた。室温
においていくつかの試験結果から出した見掛けの
応力密度係数（Kapp）として記録された破断靭
性データが平均され、第６図においてパネル厚さ
に対してプロツトされた。11％の冷間圧延率を与
えた本発明合金板製品の破断靭性は第６図におい
てグラフ４０によつて示されており、2024−
T351合金板に対する破断靭性はグラフ４２によ
つて示されており、本発明用合金の成分を備える
が14％の公称冷間圧延率を有する合金板の破断靭
性はグラフ４４によつて示されており、そして、
安定時効処理を与えられた本発明合金板に対する
破断靭性はグラフ４６によつて示されている。第
６図からわかるように、11％の冷間圧延率を与え
た本発明合金板は2024−T351合金板より良好な
破断靭性を示している。14％の冷間圧延率を与え
れば本発明の合金板は2024−T351合金板より劣
つたものになるが、それでも多くの用途において
役立つものである。14％の冷間減厚状態において
は、その合金板の強度の平均値は2024−T351合
金板に比べて８％増大する。安定化時効処理を与
えられた本発明の合金板は最高の靭性を有してお
り、すなわち、本発明の合金板は製造後時間が経
過するにつれて靭性を増大させるものであると結
論される。破断靭性増大のためのこの期間中に引
つ張り降伏高度はいくぶん低下する現象はある
が、設計目的におけるキー特性である極限引つ張
り強さには何らの変化もない。しかし、引つ張り
降伏強度の低下は約3ksiに過ぎず、これはほとん
ど問題となる量ではない。なぜならば、引つ張り
降伏強度は従来の2024−T351合金板のそれより
も依然として約9ksiも高いからである。

本発明合金板の疲労クラツク成長速度（da／
dN）特性は類似の特性を備えた他の市販の合金
板、すなわち合金2024−T351、7075−T651、お
よび2024−T851の板に比べて改善されている。
本発明用合金から製造された板材の７つの製造ロ
ツトが例に記載の一般的手順に従つて用意され
た。加うるに、例に概説されている一般的手順
を用いて、８つの2024−T351合金板製造ロツト、
９つの7075−T651合金板製造ロツト、および４
つの2024−T851合金板製造ロツトが分析された。
これらの合金板の各々の製造ロツトから作られた
予め切欠を入れた単一エツジ切欠パネルについて
疲労クラツク成長速度試験が行なわれた。本発明
合金板に対しては11回のda／dN試験が行なわ
れ、2024−T351合金板に対しては８回のda／dN
試験が行なわれ、7075−T651合金板に対しては
９回のda／dN試験が行なわれ、そして、2024−
T851合金板に対しては５回のda／dN試験が行な
われた。次に、種々の合金板に対するda／dN値
が平均され、マイクロインチ／サイクルで表わし
た疲労クラツク成長速度（da／dN）の平均値と
各合金板の繰返し応力密度係数（ΔK）との関係
として第７図にプロツトされた。曲線５０は2024
−T851合金板に対するクラツク成長速度を表わ
しており、曲線５２は7075−T651合金板に対す
るクラツク成長速度を表わしており、曲線５４は
2024−T351合金板に対するクラツク成長速度を
表わしており、そして、曲線５６は本発明合金板
に対するクラツク成長速度を表わしている。第７
図のグラフから容易にわかるように、本発明合金
板は、2024−T351合金板、7075−T651合金板、
および2024−T851合金板と比べたときに、試験
した各応力密度レベルにおいて優れた疲労クラツ
ク成長速度特性を備えている。

第７図のデータは第８図のグラフをプロツトす
るときに用いられており、第８図においてはクラ
ツク長さと応力サイクルの数との関係がプロツト
されている。ここで、加えた最大応力は10000psi
（７Kgｆ／mm²）に選ばれており、最小応力と最大
応力の比(R)は0.06であつた。パネル内の初期切欠
の長さは0.45インチ（11.43mm）になるように選
ばれた。曲線５８は2024−T851合金板に対する
データのグラフであり、曲線６０は7075−T651
合金板に対するグラフであり、曲線６２は2024−
T351合金板に対するグラフであり、そして、曲
線６４は本発明合金板に対するグラフである。第
８図のグラフから明らかにわかるように、本発明
合金板は、クラツク成長速度特性において、合金
2024−T851、7075−T651、および2024−T351の
板をしのいでいる。

以上の例を参照すれば容易にわかるように、本
発明の合金板は2024−T351、7075−T651、7475
−T651、および2024−T851で代表される従来技
術の合金板と比べて優れた組合せの強度、破断靭
性、および疲労抵抗を備えている。本発明の合金
板およびそれに比較されうる2024−T351板製品
に行なつた他の試験によれば、応力腐蝕抵抗と剥
落腐蝕抵抗はほぼ２者同一であり、すなわち、本
発明合金板は同一の用途、たとえば翼パネルおよ
び類似のものに採用することができる。

したがつて、前述の明細書を読んだ当業者なら
ば前述の一般的概念から離脱することなく、前述
の成分および手順に対する種々の変更、代替例お
よび他の変更例を案出することができよう。たと
えば、上述のT3タイプの調質の代わりに本発明
の合金板をT8タイプの調質へと自然時効したな
らば、現行のT6やT8タイプの調質にかかる合金
板よりも優秀な板製品を生ずるであろう。したが
つて、特許の権利は付記した特許請求の範囲によ
つてのみ限定されるものと理解されたい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明用合金および他の高強度の
2000シリーズと7000シリーズのアルミニウム合金
から作られた板製品の特性比較のための複数個の
棒グラフを示す図である。第２図は、本発明用合
金から作られた板製品に関して、圧延による冷間
減厚に先立つ予時効時間と極限引つ張り強さとの
関係を示す図である。第３図は、本発明用合金か
ら作られた板製品に関する圧延による冷間減厚率
と極限引つ張り強さとの関係を示す図である。第
４図は、本発明合金板および2000シリーズ実験合
金板における銅とマグネシウムの化学成分範囲を
示すグラフ図である。第５図は、本発明合金板お
よび2000シリーズ実験合金板に関する破断靭性因
子Ｗ／Ａと圧延による冷間減厚率との関係を示す
グラフ図である。第６図は、2024−T351合金板
と本発明合金板に関する見掛けの応力密度係数
Kappと板厚との関係を示すグラフ図である。第
７図は、本発明合金板と、2024−T351合金板と、
2024−T851合金板と、7075−T651合金板とに関
する疲労クラツク成長速度da／dNと応力密度係
数ΔKとの関係を示すグラフ図である。第８図
は、本発明合金板と、2024−T351合金板と、
2024−T851合金板と、7075−T651合金板とに関
する疲労クラツク長さと応力サイクルとの関係を
示すグラフ図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ アルミニウム合金から板製品を製造する方法
   であつて、 () 以下の組成の合金を準備し、 重量％ 元素 3.8〜4.4 Cu 1.2〜1.8 Mg 0.3〜0.9 Mn 最大0.12 Si 最大0.10 Fe 最大0.25 Zn 最大0.15 Ti 最大0.10 Cr 最大0.05 他の不純物元素の各々 最大0.15 前記他の不純物元素の合計 残 余 Al () 前記合金を鋳塊に鋳込み、 () 板製品を形成するために前記鋳塊を熱間加
   工し、 () 熱処理の間にCuの最大量が固溶体に取込ま
   れるような溶体化熱処理を前記板製品に施し、 () 前記板製品を急冷し、 () 少なくとも４時間室温で前記板製品を予備
   時効し、 () 冷間圧延に先立つて元の厚みの９％から13
   ％だけ厚さを減少させるように前記板製品を冷
   間圧延し、そして () 残留応力を緩和するために前記板製品を引
   張るステツプを含むことを特徴とするアルミニ
   ウム合金から板製品を製造する方法。 ２ 前記板製品は４時間から10時間の範囲内で予
   備時効されることを特徴とする特許請求の範囲第
   １項記載の方法。 ３ 前記合金中のCu、Mn、Mg、Fe、及びSiの
   レベルは、Cu、Mg、Mn、FeおよびSiを含む金
   属間化合物の粒子の体積割合が前記合金の全体積
   の1.5％以下に維持されるように調節されること
   を特徴とする特許請求の範囲第１項記載の方法。 ４ 前記粒子の体積割合は0.5％と1.0％の間に維
   持されることを特徴とする特許請求の範囲第３項
   記載の方法。 ５ 前記製造された板製品は少なくとも66ksi
   （455MPa）の最少の極限引張り強さ（F_TU）と、
   見掛けの応力密度係数（K_aPP）で測定された少な
   くとも137.0ksi√in（150.6MPa√ｍ）の平均破壊
   靭性を有することを特徴とする特許請求の範囲第
   １項記載の方法。