JPH04500239A - 超高強度ａｌ―ｃｕ―ｌｉ―ｍｇ合金 - Google Patents

Abstract

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Description

【発明の詳細な説明】 超高強度＾Ｌ−Ｃυ−Ｌ　Ｉ−ＭＧ合金発明の分野 本発明は、冷間加工の有無に無関係の高い人工時効強度、冷間加工の有無に無関 係の強力な自然時効反応、高い強度／延性の組み合わせ、低密度、及び高い係数 のような極めて望ましい特性を持つことが明らかにされた、Ａｌ−Ｃｏ−Ｌｉ− Ｍｇ系合金に関する。さらに、この合金は良好な溶接性、腐食抵抗、極低温特性 及び高温特性を持つ。

これらの合金は航空宇宙機器、航空機、装甲板及び装甲車の用途に特に適してい る。これらの用途では、比強度（強度を密度で除したもの）の高いことが重要で あり、自然時効作用の良好であることが実用的である。何故なら、多くの場合完 全な熱処理を行うことが実際的でないからである。さらに、本合金はその溶接性 が良いから溶接によって結合される構造物に使用できる。

本発明によれば、ＣＤ＋　Ｌｌ及びＭｇの量を指定範囲内に規定することによっ てＡｌ−Ｃｏ−Ｌｉ−Ｍｇ系合金の性質が著しく改善される。５乃至７重量パー セントのＣｏを含有するＡ１合金の場合、Ｌｉの量を０．１乃至２．５重量パー セントの範囲内に保たなければならず、またＭｇの量を０．０５乃至４重量パー セントまでに制限しなければならない。３．５乃至５重量パーセントのＣｕを含 有するＡ１合金の場合、Ｌｉ含有率を０．８乃至１．８重量パーセントまでに制 限しなければならず、そしてＭｌ含有率を０．２５乃至］、　ｅｌｌ量パーセン トの範囲内に保たなければならない。

本発明によれば、ＬｉにたいするＣｕの重量パーセント比の高いＡｌ−Ｃａ−Ｌ ｉ−Ｍｇ合金を造ることによって特別な利益が得られる。

発明の背景 アルミニウム及びその合金の、低コスト、低密度、耐蝕性、および加工の容易さ などの優れた性質はよく知られている。

アルミニウム合金の強度を向上させる重要な方法の１つは熱処理である。アルミ ニウム合金の熱処理には従来３つの基本的な工程が用いられる：（１）溶体化処 理；（２）急冷：及び（３）時効である。さらに、低温加工工程が時効の前に加 えられることが多い。溶体化処理は、十分な高温において且つ十分永い時間、合 金を均熱し、アルミニウム中に析出物形成元素がほぼ均一に含まれた固溶体を造 ることである。その目的は実際に可能な最大量の可溶性硬化元素を固溶体中に取 り入れることである。

急冷は溶体化処理の間に造られた固溶体を迅速に冷却して、室温において過飽和 の固溶体を造るためである。

時効工程は迅速に冷却された過飽和の固溶体から強化析出物を形成させるためで ある。析出物は自然（雰囲気温度）、または人工（高温）時効技術を用いて形成 される。自然時効において、急冷された合金は比較的長時間、＝２０乃至＋５０ ℃の温度、一般的には室温に保持される。

ある合金組成物の場合、自然時効のみから得られる析出硬化によって有益な物理 的ならびに機械的性質がもたらされる。人工時効において、急冷された合金は析 出硬化をもたらすため一般に約５乃至４８時間の間、通常１００乃至２００℃の 温度に保持される。

熱処理によっ“ＣＡｉ合金の強度の増加し得る程度は使用する合金添加物の種類 と量によって決まる。アルミニウム合金に銅をある量まで加えることによって強 度が改善される、そしである場合には溶接性が向上する。ＡＩ−Ｃ。

合金にマグネシウムをさらに加えることは、耐食性を改善し、冷間加工を先に行 わない場合の自然時効反応を強め、モして強度を増す。しかしＭｇ濃度が比較的 低いときでも溶接性は減少する。

銅とマグネシウムの両方を含有するアルミニウム合金で市販されているものの１ つは　合金２０２４であってその公称組成はＡｈ　４．４　Ｃｏ　−１，５Ｍｇ 　−０，６Ｍｎである。合金２０２４は広く用いられている合金であって、高強 度で、粘り強く、高温特性が良好であり、自然時効反応も良好である。しかし、 その耐蝕性は、いくつかの焼もどしく！ｅｍｐｅ＋）条件のときに貧弱であり、 本発明の合金の場合に得られる超高強度及び極めて強力な自然時効反応を示さな い、そして溶接が限定的に可能であるにすぎない。

２０２４の溶接継ぎ手は殆どの場合実用的に使用できるとは考えらでいない。

そのほかの市販のＡｌ−Ｃｏ−Ｍｇ合金は合金２５１９であってその公称組成は ＡＩ　−５，６Ｃｕ　−０，２Ｍｇ　−０，３Ｍｎ　−０，２２＋　−０，０６ Ｔｉ　−０，０５Ｖである。この合金はアルコア（ＡＩｃｏりによって２２１９ の改良品として開発され、現在、各種の航空宇宙の用途に用いられている。Ａｌ −Ｃｕ系に対するＭｇの添加は、低温加工を先に行わずに自然時効反応を可能に するが、２５１９の強度は、最も高強度の焼きもどしの場合に２２１９より少し 改善されるにすぎない。

モンドルフオ（Ｍｏｎ、ｄｏｌｌｏ　）による従来のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ合金に関 する再検討の研究によれば、ＭｇにだいするＣ１１の比が８対１より大きい合金 において、主要な硬化剤はＣｕＡｌ□の種類の析出物である［アルミニウム・ア ロイズ（ＡＬＵＭＩＮＵＭ　ＡＬＬＯＹＳ）ストラクチュア・アンド・プロノぐ 一ティズ（ＳＴＲＵＣＴｔｌＲＥ　ＡＮＤ　ＰＲＯＰＥＲＴｉＥＳ）、ＬＦ、モ ンドルフオ、ボストン・バターワーズズ（ｌｕＮｅ＋ｗｏ＋ｔｂ＋ｌ、１９７６ 年、５０２頁を参照されたい）。

ボルメアー（Ｐｏ１ｍｅｘ＋）は米国特許第４．７７２．３４２号においで、Ａ ｌ−Ｃｏ系に銀とマグネシウムを加えて高温特性を改良している。好ましい合金 の組成は＾ｌ−６，ＯＣｏ　−０，５Ｍｇ−０，４Ａｇ−０，５Ｍｎ−０，ｌ５ ２ｒ−０，ＩＱＶ−０，０５Ｓｉである。ポリメアーは観察された強度増加をＭ ｇとＡｇの存在時に生じる「オメガ相Ｊ　（’　ｏｍｅｇｘ　ｐｈａｓｅ’）と 結び付けている［［デベロプメント・オブ・アン・エクスベリメンタル・ロウト ・アルミニウム・アロイ・フォア・ユース・アット・ニレベイテッド・テンペレ イチュアーズ、　Ｊ　（’Ｄｅｖｅｌｏｐｍｃｎｔ　ｏｆ　ａｎ　Ｅｘｐｅ＋ｉ ｍｅｎｆｘｌ　Ｗ「ｏｕｇｈｔ　ＡｌｕｍｉｎｕｌＡｌｌｏ７　ｆａｔ　Ｕｓｅ 　Ｎ　Ｅｌｅｖ＠！ｃｄ　丁ｅｍｐｅ＋ｘｔｕｒｅｔ、’）ポルメアー、アルミ ニウム・アロイズ（ＡＬＵＭＩＮＩＩＭ　ＡＬＬＯＹＳ）・ゼア・フィジカル・ アンド壷メカニカル・プロパーティズ（ＴＩＩＥＩＲＰＨＹＳＩＣＡＬ　ＡＮＤ 　ＭＥＣ）ＩＡＮＩＣＡＬ　ＰＲＯＰＥＲＴＩＥＳ）、Ｅ＾、スターク（Ｓｔａ ＋ｋｅ）、］＋、及びＴ、　）１．サンダース（Ｓｉｎｄｅｒｔ）、　ｊｒ、、 編集者、インターナショナル・コンファレンス（Ｉｎｌｅ＋ｎｔｔｉｏｎ　Ｃｏ ｎｆｅｒｅｎｃｅ）のコンファレンスープロシーデイングズ（Ｃｏｎｌｅｒｅｎ ｃｅ　Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ）ポリーム（Ｖｏｌｔｍ＋ｅ）　Ｉ　、ユニバー シティ・オブ・バージニア、シャーロットビル（Ｃｈｓ＋１ｏｔｔｅｓｙｉｌｌ ｅ）　、　ＶＡＳＩｉ８６年６月１５−２０日、６６１−６７４頁、カメレオン ・プレス（ＣｈａｍｅｌｅｏｎＰｒｅｓｓ）　、　ロンドン、を参照願う］。

知られているとおり、Ａｌ−Ｍｇ合金及びＡｌ−Ｃｏ合金にリチウムを加えると 、密度が低下し、弾性係数が増し、そして比剛性が大幅に改善され、人工時効硬 化反応が強化される。しかし従来のＡｌ−Ｌｉ合金は一般的に、必要な強度水準 において延性が比較的低く、かつじん性が必要とされるより低いことが多く、そ のためそれらの用途が少ない。

融解及び鋳造における問題点が＾１−Ｌｉ合金の使用を限られたものにしている 。例えば、Ｌｉの反応性は極めて強いから、Ａｌ−Ｌｉの融解物は炉のライニン グ中の耐火材と反応する。また、融解物上の雰囲気は酸化の問題を軽減するため 制御しなければならない。さらに、リチウムはアルミニウムの熱伝導率を低下さ せ、直接−冷却鋳造時のインゴットからの熱の除去を一層困難にし、そのため鋳 造速度を低下させる。さらに、２．２乃至２．７バーセントのリチウムを含有す る　Ａｌ−Ｌｉ融解物は最近の市販のＡｌ−Ｌｉ合金の場合に一般的であるが、 これには、爆発の危険性がかなりある。現在までのところ、これらの新しいＡｌ −Ｌｉ合金による特性上の利益は十分でなく、上述の問題点に起因する製造コス トの増大を相殺するに至っていない。その結果、これらは２０２４及び７０７５ のような従来の合金に取って代わることができない。本発明の好ましい合金はこ れらの融解及び鋳造上の問題をそれ程大きな程度には生じない。何故ならそれら のＬｉ含有率がより低いからである。

Ｍｇを含有するＡｌ−Ｌｉ合金はよく知られているが、これらは一般的に延性が 低く、じん性に乏しいという欠点を持っている。このような系の１つが低密度の 、溶接の可能なソビエット合金０１４２０であって、これはフリトリアンダー（ Ｆ＋１ｄｌｙａｎｄｅ＋）ほかに与えられた英国特許第］、　１７２．７３６号 に開示されており、その公称組成はＡＩ　−５Ｍｇ　−２Ｌｉである。

合金２０２０のような銅を含有する＾１−Ｌｉ合金もまたよく知られている。こ のものは１９５０年代に開発されたが、製造上の問題点及び低い延性のゆえに生 産が取止めになった。合金２０２０はレバロン（ＬｅＢ＊＋ｏｎ）に与えられた 米国特許第２．３８１．２１９号において開示されている範囲に属す。この特許 は合金が「マグネシウムを含まないＪ、すなわち合金中のＭｇは不純物としての み存在し、０．０１パ一セント未満であることを強調している。そのうえ、レバ ロンによって開示されている合金はＣｄ、　Ｈｇ、　Ａｇ。

Ｓｎ、Ｉｎ、及びＩｎから選ばれる１以上の元素の存在を必要とする。合金２０ ２０は比較的密度が低く、剥離腐食抵抗及び応力腐食割れ抵抗が良好であり、や や高温においては使用できる割合までその強度を保持する。しかしこれは、高強 度焼きもどしのときに延性が低く、破壊じん性特性が劣るという欠点を持ち、そ のため用途が少ない。

ＡＩ−ＣＤ−Ｌｉ合金において最大強度を達成するためには、雰囲気温度または 雰囲気に近い温度における材料の圧延及び／または延伸作業を一般的に含む冷間 加工工程を、時効の前に導入することが必要である。冷間加工の結果として導入 されるひずみが合金内に転位を生じ、それが強化析出物に対する核形成部位とし て役立つ。特に、従来の＾１−Ｃｕ−Ｌｔ合金は、高強度、すなわち、ＴＯｋｓ ｉより大きい極限引張り強さくＵＴＳ）　、を得るために人工時効の前に冷間加 工されなければならない。これらの合金の冷間加工は、Ａｌ２ＣｏＬｉ　（Ｔ＋ ）及びＡｌ２Ｃｕ　［シータ−プライム（ｌｈｅｔｉ−ｐ＋ｉｍｅ）］析出物の 容積割合を高めるため必要である。というのは、析出物は容積に対する表面積の 比が大であるため、アルミニウム固溶体の地（ｍｘ口１りにおけるよりも転位部 分上に、はるかに容易に核を形成するからである。冷間加工工程がない場合、板 状の（ｐｌａｔｅ−ｌｉｋｅ）　Ａ１２ＣｕＬｉ及びＡｌ２ＣＤ析出物の生成が 遅延し、大幅な強度の低下を招く。さらに、析出物はそれらの大きな表面積に起 因する大きなエネルギー障壁を克服しなければならないから、均一に核を形成し にくい。同じ理由から、冷間加工は、２２１９のような多くの市販のＡｌ−Ｃｕ 合金において最高強度を得るためにも有益である。

Ａｌ−Ｃｕ−Ｌｉ合金において、最高強度を得るために冷間加工を要求すること は鍛造品において特に制約される。溶体化処理及び急冷の後、鍛造部品に一様な 冷間加工を導入するのが困難であることが多いからである。その結果、鍛造のＡ ｌ−Ｃｍ−Ｌｉ合金は一般的に非冷間加工の焼もどしに限られ、機械的特性は概 して不十分である。

最近、Ｃ１１及びＭｇの両方を含有するＡｌ−Ｌｉ合金が市販されている。これ らには合金８０９０．２［１９１，２０９０及びＣＰ　２７６が含まれる。合金 ８０９０はエバンズ（Ｅｖａｎｓ）ほかに与えられた米国特許第４．５８８．５ ５３号に開示されているとおり　！、　ｏ〜１．５　ＣＬ　２．　Ｏ〜２．８　 Ｌｉ及び０．４〜１．ＯＭｇを含有する。この合金は航空機の用途に設計された ものであってつぎの性質を持っていた：良好な剥離腐食抵抗、良好な損傷耐性な らびにＴ３及びＴ４条件において２０２４以上の機械的強度。合金８０９０は、 冷間加工を経由しなくても自然時効反応を示すが、しかしその強さは本発明の合 金のそれに及ばない。さらに、８０９０−７６鍛造品は２．５パーセントという 低い横の伸び率　（ｔｒａｎｃｅｖｅｒｓｅｅｌｏｎｇｔ口ｏｎ　）を示す。

１、５〜３．４　Ｃｏ、１．７〜２．９　Ｌｉ及び１．２〜２．７Ｍｇの合金２ ０９１は高強度、高延性の合金として設計された。しかし最大強度の出る熱処理 条件において、延性は、短い横方向において比較的低い。

合金８０９０及び２０９１に関する最近の研究において、マーチブ（Ｍｘ＋ｃｂ ｉｗｅ）及びチャルー（Ｃｈｘｒｕｅ）はまずまずの大きさの縦引張り強度を報 告している［「プロセッシング・アンド・プロパーティズ・フォース・インター ナショナル・アルミニウム・リチウム−コンファレンス、」（’　？ｏｃｅｓｓ ｉＢ　１ｎｄ　Ｐｒｏｐ、ｅ目ｉｅｓ　４ＴＨＩＮＴＥＲＮＡＴＩＯＮＡＬＡＬ ＵＭＩＮＵＭ　ＬＩＴＨＩＵＭ　Ｃ０ＮＦＥＲＥＮＣＥ、’）　Ｇ、チャンピア ー（Ｃｈａｍｐｉｅｒ）、　Ｂ、デュボスト（Ｄｕｈｏｓ　ｔ）　、　Ｄ、ミア ンネイ（Ｍｉａｎｎａｙ）、及びり、サベテイ（Ｓｇｂｃｔａｙ）編集者、プロ シーディングズ・オブ・インターナショナル・コンファレンス　（Ｐｒｏｃｅｅ ｄｉｎｇｓ　ａｌ　Ｉｎｔｅｒｎａｌｉｏｎｔｌ　Ｃｏｎ１ｅ「ｅｎｃり、１９ ８７年６月１０−１２日、パリ、フランス、４３−４９頁、を参照されたい］。

Ｔ６の焼もどしのとき、８０９０の降伏強さは６７．３ｋｓｉであり、極限引張 り強さは　７４　ｋｓｉである、一方２０９１の降伏強さは６３．８　ｋａｉ　 、極限引張り強さは７５．４ｋｇ１である。しかし、８Ｇ９０−Ｔ６及び２０９ １−Ｔ６の両方の鍛造品の強度はなおＴ８焼もどしのときに得られる強度以下で ある。例えば、８０９０−７８５１押出しの場合、引張り特性は７７．６　ｋｓ ｉのｙｓ及び８４．１ｋｓｉのＵＴＳであり、２０９＋−７８５１押出しの場合 引張り特性は７３．３　ｋｓｉ　ノＹＳ及び８４．１ｋｓｉのＵＴＳである。こ れに対し、本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｍｇ合金は、冷間加工を伴う焼もどし及 び冷間加工を伴わない焼もどしの両方において従来の８０９０及び２０９１合金 よりその特性がはるかに優れている。

少量のむしか含有していない合金２０９０は２．４〜３．０　（７）　Ｃｏ、　 １．９〜２．６ｃ７）　Ｌｉ及びｏ−０，２５（７）　Ｍｇ　ヲ含む。この合金 は２ｏ２４及び７ｏ７５のような高強度製品に対する低密度代替え品として設計 された。しかし、この合金の溶接強度は、３５−４０　ｋｓｉの溶接強度を示す ２２１９のような従来の溶接可能な合金より低い。っぎの参考文献に引用されて いるように、合金２０９０はＴ６焼もどしにおいて、合金７０７５−７７３の、 強度、じん性及び応力腐食割れ抵抗を一貫して満たすことができない［「ファー スト・ゼネレーション・プロダクト−２０９０、Ｊ　（’　Ｆｉ口１Ｇｅｎｅ＋ ａｌｉｏｎ　Ｐｒｏｄｏｃｔｃ−２０９０、′）ブレット（Ｂ＋ｅｆ＋）　、　 アリサライト・アロイズ（ＡＬＩＴＨＡＬＩＴＥ　ＡＬＬＯＹＳ）　：　１９８ ７　年−ｉ”／ブディト（ＩＩＰＤＡＴＥ）、Ｊカール（Ｋａ＋）　、Ｓ、Ｐ、 アグラフル（Ａｇ＋１ｖａｌｌ　、Ｗ、　Ｅクイスト（Ｑｕｉｌｌ）　、編集者 、フンフ７レンス・プロシーディンゲス・オブ・インターナショナル・アルミニ ウムーリチウム・シンポジュウム（Ｃｏｎｆｅ「ｅｎｃｅ　Ｐ＋ｏｅｅｅｄｉＢ ｓ　ｏｆ　Ｉｎｊｅ＋ｎ１ｔｉｏｎｉｌ　Ａｌｕｍｉｎｉｕａ＋−Ｌｉｔｈｉｌ ｌｌｍ　Ｓｙａ＋ｐｏｓｉｕ＋ｎ）　、ロサンジェルス、ＣＡ、１９８７年３月 ２５−２６日、１−４０頁、を参照されたいコ。その結果、現在の＾１−Ｃｏ− Ｌｉ合金２０９０鍛造品の性質は、既存の７１ＸＸ鍛造合金に代用できるほど十 分ではない。

Ａｌ−Ｃｏ−Ｌｉ系に対するｌ１ｇの添加はそれ自身で高強度焼もどしにおける 合金強度の増加の原因とはならないことに留意すべきである。例えば、合金８０ ９０　（公称組成ＡＩ−１，３Ｃｕ　−２，５Ｌｉ　−０，７Ｍｇ）は、口を含 まないと公称される合金２ＯＮ　（公称組成ＡＩ　−２，７Ｃｏ　−２，２Ｌｉ −０，１２２ｒ）と比較してそれ程大きな強度を持っていなイ。さらに、公称組 成ＡＩ　−４，５Ｃｏ　−１，ｉ　Ｌｉ　−０，４１Ｊ＋＋−０，２ＣｄのＩｌ ｇを含まない合金２０２０はＭｇ含有合金８０９０よりやや強力でさえある。

ＡＩ−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｊ合金に関する特許文書が数件存在する。

セジェドール・ソセエテ・ド・トランスフォマション・ドールアルミニウム・ベ ヒネイ　（Ｃｅｇｅｄｏ＋　５ｏｃｉｅｌｅ　ｄｃＴ＋ｘｎ＋Ｉｏｒｍｒｔｉｏ ｎ　ｄｅ　ｌ’＾Ｉｕｍｉｎａｍ　Ｐｅｃｈｉｎｃ７）に譲渡されている、デュ ボスト（Ｄｕｂｏ＋Ｉ）に与えられた欧州特許第１５８、５７１号は、２．１５ 〜３．５　Ｃｕ、１．９〜２．７　Ｌｉ、０．１〜０．８Ｍｇ、残部のＡＩおよ び細粒化剤を含むＡ１合金に関する。この合金は市場においてＣＰ　２７６とし て知られているが、コノものは従来ｃ７）　２１ＸＸ　（ＡＩ−Ｃｕ）及び７Ｘ ＸＸｆＡｌ−２ｎ−Ｍｇ）合金よりも密度が６〜９パーセント低いことと併せて 高い機械的強度を持つと述べられている。デュボストによって開示されている組 成範囲は本発明の範囲外である。詳細に述べると、デュボストのＬｉ含有率は、 約５パーセント未満の銅を含有する本発明の合金のＬｉ含有率より高い。従来の 合金より密度を低くするためデュボストはこのような高い濃度のＬｌを要求して いる。

さらに、デュボストの与えている最大ＣＩ＋濃度の３．５パーセントは本発明の 好ましいＣυ濃度以下である。

ｆユボストの合金においてＣｕ含有率を最大３５パーセントに限定することは密 度をできるだけ低くするのにも役立つ。デュボストは彼の合金に対しＴ６の条件 において、４９８〜５９１　ＭＰｍ　（７２〜８５　ｋｓｉ　）という高い降伏 強さを記載しているが、達成される伸び率は比較的低い（２，５〜５．５パーセ ント）。

セジェドール・ソセエテ・ド・トランスフォマシオン・ド・ルアルミニウム・ベ ヒネイに譲渡されている、デュボストほかに与えられた米国特許第４．７５２． ３４３号は１．５〜３．４Ｃ鑓、１．７〜２．９　Ｌｉ、１．２〜２．７Ｍｇ、 残部ＡＩ及び細粒化剤を含む月合金に関する。ＣｕにたいするＭｇの比は０．５ と　０．８の間でなければならない。この合金は従来の２ＸＸＸ及び７ＸＸＸ合 金に相当する機械的強度及び延性特性を持つと述べられている。デュボストはか の開示している組成範囲は本発明の範囲外である。例えば、デュボストはかの記 載する最高Ｃｕ含有率は本発明の最低Ｃ１１ｌ濃度より低い。さらに、デュボス トはかの最低Ｍｇ含有率は、約５パーセントのＣＩ＋を含有する本発明の合金に おいて許容される最高Ｂ濃度より高い。さらに、デュボストばかによって許容さ れているＣｏに対するＭｇの最小比の０．５は本発明の合金のＭｇ／Ｃｏ比より はるかに高い。デュボストほかの目的は２０２４及び７４７５のような従来の合 金と同じ程度の機械的強度と延性を持つ合金を造ることであるが、実際に得られ ている強度／延性の組み合わせは本発明の合金によって得られるものより劣る。

セジェドール・ソセエティ・ド・トランスフォマシオン・ド・ルアルミニウム・ ベヒネイに譲渡されている、メイヤー（Ｍｅｙｅ「）に与えられた米国特許第４ ．６５２．３１４号は＾！−Ｃｏ−Ｌｉ−Ｍｇ合金の熱処理方法を目的としてい る。この方法は最終製品に高水準の延性と等方性（ｔ＋ｏｔ＋ａｐｒ）を与える と述べられている。メイヤーは、彼の熱処理方法がＡｌ−Ｃｏ−Ｌｉ−Ｍｇ合金 に適用できることを開示しているが、メイヤーによって開示されている特定の組 成は本発明の組成範囲外である。また、メイヤーの達成している緒特性は本発明 のものより劣る。例えば、メイヤーによって達成される最高降伏強さは、冷間加 工され、人工時効の合金の場合縦方向で５０４　ＭＰｉ　（７３ｋｓｉ）である がこれは冷間加工の、人工時効条件において本発明の合金で得られる降伏強さよ り大幅に劣る。

アルカン・インターナショナル・リミテッド（ＡｌｃｊｎＩｎｔｅ＋ｎＮ１ｏｎ ａｌ　Ｌｉｄ、、）に譲渡されている、フィールド（Ｆｉｅｌｄ）に与えられた 米国特許第４．５２６．６３０号は、Ｃｕ及び／またはＭｇを含有するＡｌ−Ｌ ｉ合金の熱処理方法に関する。この方法は従来の均質化技術の改良であって、イ ンゴットを５３０℃以上の温度に加熱し、その温度を、合金内に存在する固体の 金属間化合物相が固溶体中に入るまで維持することを必要とする。つぎに、イン ゴットは冷却されて、圧延、押出しまたは鍛造のような熱機械的処理をさらに行 うのに適した生成物となる。開示されている方法は、従来のＡ　Ｉ　−Ｌ　ｉ− Ｃｕ−Ｍｇ合金中に存在する粗い銅担持相（ｃｏｐｐｅｒ−ｂｅｌｇｉｎｇ　ｐ ｈｘｓｅ）のような有害な相をインゴットから除去すると述べられている。フィ ールドは、彼の均質化処理は特定の範囲内の組成を持つＡｌ−Ｌｉ合金に限られ ることを示１−でいる。既知のＡ１−Ｌｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金の場合１組成は１ 〜３　Ｌｉ、　０．５〜２　Ｃｕ、及び０２〜２　Ｍｇに限られる。従来のＡｌ −Ｌｉ−Ｍｇ系合金の場合。

組成は１〜３　Ｌｉ、　２〜４　Ｍｇおよび０．１以下のＣｕに限られる。既知 のＡｌ−Ｌｉ−Ｃｏ系合金の場合、組成は１〜３Ｌｉ、０．５〜４　Ｃｏ及び［ １，２までのＭｇに限られる。本発明の合金はフィールドが開示しているこれら の組成範囲のどれにも含まれない。さらに、本発明の合金はフィールドの開示し ている諸特性に比較して強度などの点でより優れている。

つぎの参考資料は、そのほかのＡＩ、　Ｃｕ、Ｌｉ及びＭｇ含有合金を開示して いるがそれらの組成範囲は本発明の範囲外である　リントストランド（Ｌｉｎｄ ｉｌ＋ａｎｄ）ほかに与えられた米国特許第３．３０６．７１７号、ジャガシア ク（ＩａＨｃｉａｋ）ほかに与えられた米国特許第３．３４６．３７０号ニゲレ イ（Ｇｒａｙ）ほかに与えられた米国特許第４．５１１４．１７３号、クイスト ｆＱｕ口０ほかに与えられた米国特許第４、６０３．０２９号；　ミラーｆＭｉ ｌｌｅ＋）に与えられた米国特許第４、６２６．４０９号；スキナー（Ｓｋｉｎ ｎｅｄ）ほかに与えられた米国特許第４．６６１．１７２号、デュボストほかに 与えられた米国特許第４．７５８．２８６号、フント（Ｈｕｎｔ）ほかに与えら れた欧州特許出願公開第０１８８７６２号；欧州特許出願公開第０１４９１９３ 号１日本特許番号Ｊ６−０２３８４３９　；日本特許番号１６−１１３３３５８ ＋及び日本特許番号Ｊ６−１２３１１４５゜Ａｌ−Ｃｏ−Ｌｉ−Ｍｇ合金に関す る参考資料であって、５パーセントまでのＣａの量を開示するものが少数存在す る。

これらの参考資料のいずれも、本発明の特定の合金組成を開示していないし、す でに明らかにされている本発明の合金の非常に優れた諸特性を開示してもいない 。さらに、これらの参考資料はいずれも、本発明の合金において要求される、Ｌ ｉにたいするＣｏの高い比の必要なことを開示していない。つぎの参考資料の各 々はＡ１と合金を造るＣＤ、Ｌｉ及びＭｇの広い範囲を開示しているが、これら の参考資料はいずれも、本発明のＣｕ、Ｌｉ及びＭｇに関する臨界範囲及び組み 合わせを開示していない。これらの本発明の範囲及び組み合わせによってこれま で得られなかった物理的及び機械的特性を示す合金が造り出される。

アルコアに譲渡されている、フントほかに与えられた米国特許第４．６４８．９ １３号はＡｌ−Ｌｉ合金の冷間加工方法に関する。この方法において、溶体化処 理されそして急冷された合金が室温において３パーセントより大きい延伸を受け る。合金はつぎに人工時効されて最終合金製品となる。フントほかの方法によっ て与えられる冷間加工は合金の破壊しん性を殆ど又は全く減少させることなしに 強度を増加させると述べられている。フントほかの用いる特別な合金には、開示 されている冷間加工及び時効処理に敏感なものが選ばれる。すなわち、合金は、 述べられている冷間加工処理（３パーセントより大きい延伸）をうけたとき、同 じ合金が、３パ一セント未満の冷間加工を受ける場合に得られる結果と比較して 、破壊しん性のごく微少な減少で、強度の増加を示さなければならない。フント ほかは、Ａ１と結合して３パーセントより大きい延伸に反応する合金を造る合金 元素の範囲を大まかに述べている。開示している範囲は［１，５〜４．Ｑ　Ｌｉ 、　０〜５．０　Ｍｇ、５．［ｌまでのＣｏ、０〜１．０１ｒ、　０〜２．ＯＭ ｎ、０〜？、ＯＸｎ、残部のＡ１である。フントほかは数種の合金元素に関し非 常に大まかな範囲を開示しているが、３パーセントより大きい延伸を受けたとき 、強度の増加と保持される破壊じん性の、要求される関係を本当に示すのは、合 金組成の極値かな範囲に過ぎないであろう。特に、本発明の合金組成はフントほ かの要求する冷間加工に反応を示さない。むしろ、本発明の合金で得られる強度 は、受ける延伸の量に関係なく殆ど一定である。それ故、本発明の合金及びプロ セス上の利点はフントほかの企図する合金とは別のものでありかつそれより優れ ている。なぜなら優れた特性を得るのに大がかりな冷間加工が不要であるからで ある。さらに、フントほかが開示している合金組成において得られる降伏強さは 本発明の合金において得られるそれより実質的に低い。なお、フントほかの示す ところによれば、彼等の方法においては冷間加工後、自然時効よりも人工時効の ほうが好ましい。これに反し、本発明の合金は極めて強力な自然時効反応を示す 。

そのため、高い伸び率及び人工時効焼もどしにおけるよりやや低いだけの強度を 具えている。

アルコアに譲渡されている、チョオ　（Ｃｈｏ）与えられた米国特許第４．７９ ５．５０２号は１強度および破壊じん性水準の改善された、再結晶化されない錬 （ｗｒｏｕｇｈｔ）　Ａｌ−Ｌｉシート製品の製造方法を目的とする。チョオの 方法において、拡散焼きなましされたアルミニウム合金インゴットが１回以上熱 間圧延され、冷間圧延されそして制御された再熱処理を受ける。つぎに、再熱さ れた生成物は溶体化処理され、急冷され、冷間加工されて３パーセントより大き い延伸に相当するものが導入される。そして人工時効を受けて強度および破壊じ ん性の水準の改善された、実質的に再結晶化されないシート製品となる。最終製 品の特徴は、大きな粒のない、よくかき混ぜられたミクロ組織である。チョオの 引例は、前記のフントほかの引例の改良であると考えられる。何故なら、出来上 がりの最終製品内の再結晶を防止する、制御された再熱処理が溶体化処理の前に 加えられるからである。チョオは、つぎの組成範囲内のアルミニウム系合金が彼 の方法に適切であることを開示している〜１．６〜２．８　Ｃｕ、　１．５〜２ ．５　Ｌｉ、　０．７〜２．５　Ｍｇ、及び０．０３〜０．２１ｒ０これらの範 囲は本発明の組成範囲外である。例えば、チョオの記載する最大Ｃｏ濃度の２． ８パーセントは本発明の最小Ｃｕ濃度よりかなり低い。しかしチョオがつぎに大 まかに述べているところによれば、彼の発明の合金は０５〜４、ＯＬｉ、　０〜 ５．０　Ｍｇ−５，０までのＣｕ、０〜１．０　ｈ、０〜２、ＯＭｎ、及びθ〜 ７．０２ｎを含有することができる。フントほかの引例と同様に、４ヨオの用い る特定の合・金としては、３パーセントより大きい冷間加工を受けたとき改善さ れた強度と破壊じん性の組み合せを示すものが選ばれることは明らかである。チ ョオの合金はさらに、述べられている再熱処理に敏感でなければならない。前述 のとおり、本発明の合金は延伸の量が異なっても殆ど同じ超高強度を得ており、 それらの極めて高い強度を得るために冷間加工を必要とし２ない。チョオの提供 する方法は、　２０９１のような既知のＡｌ−Ｌｉ合金において強度を改善する と述べられているが、得られる強度は本発明の合金において得られるものより大 幅に低い。チョオはまた、彼の方法において、有利な特性を得るためには人］二 時効を用いるべきであることを示している。これに反して、本発明の合金は人工 時効を必要としない。むしろ、本発明の合金は極めて強い自然時効反応を示す、 そのためこれらを、人工時効が実際に行えない用途に使うことができる。したが って、本発明の合金はチョオによって開示されている方法による合金とは別のも のである。

セジェドール・ソセエテ・ドートランスフオマシオン・ド・ルアルミニウム・ベ ヒネイに譲渡されている、メイヤーほかに与えられた欧州特許出願第２２７．５ ６３号は高い機械的強度を維持しながら剥離腐食抵抗を改善するため、従来のＡ ｌ−Ｌｉ合金を熱処理する方法に関する。この方法は、Ａｌ−Ｌｉ合金の均質化 、押出し、溶体化処理、及び冷間加工の工程、それに続（最終焼もどし工程を必 要とし、高い機械的強度と損傷に対する良好な耐性を維持しながら合金の剥離腐 食抵抗を増大させると述べられている。処理を受けた合金のＥＸＣＯ剥離試験に 対する感度はＥＢ未満かそれに等しい（自然の雰囲気における良好な性質に対応 する）。そして機械的強度は２０２４合金と同等である。メイヤーほかは、Ａ１ 　と結合したとき、開示されている最終熱処理を受けられる合金を造ることので きる合金元素の大まかな範囲を記載している。記載されている範囲に、ｌ〜４　 Ｌｉ、　０〜５　Ｃｏ、　および０〜７　Ｍｇが含まれる。この引例は合金元素 の非常に大まかな範囲を記載しているが、メイヤーほかが実際に用いた合金は従 来の合金８０９０．　２０９＋、及びＣＰ２７６である。

このようにメイヤーほかは新しい合金組成を開示せず、単に既知のＡｌ−Ｌｉ合 金の処理方法を開示しているに過ぎない。メイヤーほかの方法によって達成され る最高降伏強さは冷間加工、人工時効条件において合金ＣＰ２７６（２，ＯＬｉ 、　３．２　Ｃｍ、　０．３　Ｍｇ、　０．１１１ｒ、０Ａｊ４　Ｆｅ、　０． ０４　Ｓｉ。

残部のＡｌｌの場合Ｓ２５ＭＰｉ　（７６ｋｘｉ　ｌである。メイヤーほかの記 載するこの最大降伏強さは本発明の合金の冷間加工、人工時効条件において得ら れる降伏強さ以下である。また、メイヤーほかの最終焼もどし方法はＡｌ−Ｌｉ 合金の剥離腐食抵抗を改善し、それによってＥＸＣＯ剥離腐食試験に対する感度 をＥＢ未満またはそれに等い）格付番すまで改善すると述べられている。これに 反し、本発明の合金は最終焼もどし工程を用いることな（ＥＢ未満力１それに等 しい格付けの剥離腐食抵抗を持つ。したがって、本発明の合金はメイヤーほかに よる合金と別のものであり、かつそれより優れている、なぜなら、良好な剥離腐 食特性を得るために最終焼もどし処理を必要としな（Ｘ力・らである。

住友軽金属工業株式会社に譲渡されている、英国特許出願第２．１３４．９２５ 号は高い電気抵抗率を持つＡｌ−Ｌｉ合金を目的とする。この合金はリニヤ−・ モーター車及び核融合炉のような、大きな誘導電流が生じる構造物の用途に適し ている。住友の合金におけるＬｌの主要な機能番よ電気抵抗率を増すことである 。この引例は、ＡＩ　と結合して電気低効率の増大した構造用合金を造る合金元 素の大まかな範囲を記載している。開示されている範囲は１．０〜５．ＯＬｉ、 Ｌ以上の細粒化剤であってＴｉ、　Ｃｒ、　２＋、　ＶならびにＷから選ばれる もの及び残部のＡ１である。この合金はさらに、　Ｏ−５，ＯＭｎ及び／または ０．０５〜５．ＯＣｕ及び／または０．０５〜８．０　Ｍｇを含有してよ０゜住 友？ｉ特定のＡｌ−Ｌｉ−Ｃｕ及びＡｌ−Ｌｉ−Ｍｇ系の合金組成物を開示して おり、それらは優れた電気的性質を持つと述べて（為る。さらに住友は、電気抵 抗率の望まい１増加を示す１っのＡｌ−Ｌｉ−Ｃｏ−Ｍｇ合金を開示しているが その組成は２．７Ｌｉ、２．４　Ｃｕ、　２．２　Ｍｇ、０．Ｉ　Ｃｒ、　０． ［１６Ｔｉ、　Ｑ、１４２ｒ、残部のアルミニウムである。この合金にたいし示 されているＬｌ及びＣＩ＋濃度は本発明のＬｉ及びＣｍの範囲外である。

そのうえ、与えられているＭａ！濃度は本発明の好ましいＭｇの範囲外である。

住友の開示する強度は本発明において得られるものよりはるかに低い。例えば、 記載されているＡｌ−Ｌｉ−Ｃｍ系の合金において、住友は約１７〜３５ｋｇ／ ｍｍ２（２４〜５０　ｋｓｉ）の引張り強度を示している。

記載されているＡｌ−Ｌｉ−Ｍｇ系の合金において、住友は約４３〜５２　ｋｇ ／ａｍ２（６１〜７４　ｋ＋ｉ）の引張り強度を示している。住友においては、 開示されている構造物の用途の合金を造るためにできるだけ高強度の合金を造る ことが望ましい。しかし、この引例において実際に得られている強度は本発明の 合金において得られる強度よりかなり低いから、住友が本発明の独特な合金を発 見していないし、考えなかったことは明白である。

従来のＡｌ−Ｃｏ−Ｌｉ−Ｍｇ合金が、殆どの場合Ｃ１１の量を５重量パーセン ト以下に制限していることに注目すべきである。それはＣ口含有率が高くなるこ とによる重量増加のような公知の有害な影響に起因する。モンドルフオによれば 、５重量パーセントを超えるＣｏの量は、強度を増加させず、破壊しんせいを低 下させやすく、そして腐食抵抗を減少させる（モンドルフオ、７［１６〜７０７ 頁）。

これらの影響の発生は、Ａｌ−Ｃｕの工学的合金において、Ｃａの実際の固体溶 解限度は約５８０重量パーセントであり、したがって約５重量パーセントを超え て存在するＣ＋＋は全て、あまり望まれないプライマリ・シータ相（ｐ日ｍａＢ ｔｈｅｆｔ−ｐｈａｔｅ）を形成するからであると考えられる。さらにモンドル フォは、四元系のＡＩ−Ｃ＋＋−Ｌｉ−ＭｇにおいてＣｕの溶解度はさらに減少 すると述べている。彼の結論によれば、ｒ　Ｃｕ及びＭＨの固体溶解度はＬｌに よって減少し、Ｃｏ及びＬｉの固体溶解度はＭｇによって減少する。

そのため、得られる時効硬化及びｔｌＴｓが減少する。」（モンドルフォ、６４ １頁）。したがって、それ以上のＣ。

は溶体化処理のときに固溶体内に取り入れられず、そして析出強化を増進できず 、そのうえ不溶解性シータ相の存在はじん性及び腐食抵抗を低下させる。

５パーセントより多量のＣｕの使用を開示する１つの引例は、アルコアに譲渡さ れている、クリナー（Ｃｏｉｎｅ＋）に与えられた米国特許第２．９１５．３９ １号である。この引例は９重量パーセントまでのＣｕと共にＬｉ、　Ｍｇ、及び Ｃｄを含有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系合金を開示している。クリナーの開示によれ ば、Ｍｎは高温において高い強度を出すのに不可欠であり、ＣｄはＭｇ及びＬｌ 　と併用して＾１−Ｃｕ−Ｍｎ系を強化するのに不可欠である。クリナーは、本 発明の諸特性、すなわち、超高強度、強い自然時効反応、技術的に使用できる多 くの強度水準における高い延性、溶接性、応力腐食割れ抵抗、などに匹敵し得る 諸特性を達成していない。

ビケンズ（Ｐｉｃｋ！ｎｔ）ほかの、　１９８７年８月１０日受理の、ともに出 願中の米国特許出願第０７／８３．３３３号はつぎの広い範囲の組成を持つＡｌ −Ｃｏ−Ｍｇ−Ｌｉ−＾ｇ金合金開示している。０〜９．７９　Ｃｏ、０．０５ 〜４゜ｌ　Ｌｉ、０．０１〜９．８ｉ１．。

０６０１〜２．０八ｇ、０．１１５〜１．［ｌ細粒化剤および残部の＾１゜これ らの範囲の内の特定の合金は、極めて高い強度を持つが、それは、銀−含有析出 物の存在にある程度起因すると考えられる。

ピケンスはかの、１９８８年８月１８日受理の、ともに出願中の米国特許出願第 ０７／２３３．７０５号は本出願の親出願であるが、このものはつぎの広い範囲 の組成を持つＡＩ−Ｃ。

−Ｍｇ−Ｌｉ合金を開示する＋　５．０〜？、　ＯＣｕ、０．　ｌ　〜２．５　 Ｌｉ。

０．０５〜４　Ｍｇ、　［１，０１〜１，５細粒化剤および残部の＾１゜本出願 は親出願に開示されている範囲を含む。さらに、本発明は、より少ない量の、す なわち３，５〜５．（ｌパーセントのＣ＋＋を含み、Ｌｉおよび１１１ｇの濃度 が狭い範囲内に保たれる合金の実施態様を含む。Ｃｕの低い本発明の実施態様は 、従来のＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｍｇ合金より非常に優れた特性を持つことが明らか にされた合金群を代表する。したがって本発明は従来の合金より優れた特性を示 す合金の族（ｌｉｍＨｙ）を含む。例えば、本発明の合金は冷間加工及び非冷間 加工の両方の焼もどしの場合に優れた強度を示す。さらに、本発明の合金の自然 時効反応は極めて強い。

そのうえ本発明の合金は、高い強度／′延性の組み合わせ、低い密度、高い係数 、良好な溶接性、良好な耐蝕性、優れた極低温特性および優れた高温特性を示す 。

発明の概要 本発明の目的は新しいアルミニウムー系合金組成を提供することである。

本発明の別の目的は、冷間加工を行う場合（Ｔ３）及び行わない場合　（Ｔ４） の両方における優れた自然時効特性を持ち、高い延性、溶接性、優れた極低温特 性、良好な高温特性を示すＡｌ−Ｌｉ合金を提供することである。

本発明のその他の目的は、高い延性を伴う超高強度、溶接性、優れた極低温特性 、良好な高温特性および良好な応力腐食割れ抵抗のような優れたＴ８特性を示す ＾１−Ｌｉ合金を提供することである。

本発明のそのほかの目的は、非冷間加工、人工時効のＴ６焼もどしにおいて、高 い延性を伴う超高強度、溶接性、優れた極低温特性及び良好な高温特性のような 大幅に改善された特性を示すＡｌ−Ｌｉ合金を提供することである。

つぎの範囲内の組成のＡＩ−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｊ　合金を提供するのが本発明の別の 目的である〜３．５〜５　Ｃｕ、０．８〜１．８Ｌｉ、０．２５〜ｌ、Ｑ　Ｍｇ 　、０．０１〜１．５の細粒化剤であって、Ｘｒ、　Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ｔｉ、旧 、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｂ、ＴｉＢ２及びそれらの組み合わせから選ばれるもの、残 部のアルミニウム。

つぎの範囲内の組成のＡｌ−Ｃｏ−Ｌｉ−Ｍｇ合金を提供するのが本発明の別の 目的である：５〜７　Ｃｕ、０．１〜２．５Ｌｉ。

０．０５〜４　Ｍｇ、０．０１〜１．５の細粒化剤であって２＋。

Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ｔｉ、　Ｈｌ、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｂ、　ＴｉＢ　２及びそれら の組み合わせから選ばれるもの、残部のアルミニウム。

つぎの範囲内の組成の月−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｊ合金を提供するのが本発明の別の目的 である・３．５〜７　Ｃｏ、０．８〜１．８Ｌｉ、　０．２５〜１．０　Ｍｇ　 Ｏ，Ｎ　〜１．５ノ細粒化剤であッテｚ「１Ｃｒ、　Ｍｎ、Ｔｉ、　Ｈｌ、　Ｖ 、Ｎｂ、Ｂ、　ＴｉＢ２及びそれらの組み合わせから選ばれるもの、残部のアル ミニウム。

Ｌｉに対するＣｏの重量パーセント比率が２．５より大であり、好ましくは３． ０より大である＾１−Ｃｏ−Ｌｉ−Ｍｇ合金を提供するのが本発明の別の目的で ある。

特記しない限り、すべての組成は重量パーセントにおけるものである。

図面の簡単な説明 １図は組成工の高温ねじりデータを示す。

２図は組成Ｉの延伸の各種の量に対するロックウェルＢ硬度の時効曲線を示す。

３図は組成ＩのＴ６焼もどしにおける、時間対強度及び延性の時効曲線を示す。

４図は組成ｌのＴ８焼もどしにおける、時間対強度及び延性の時効曲線を示す。

５図はＴ３焼もどしのとき、ＡＩ　−６，３Ｃｏ　−１，３Ｌｉ　−Ｑ、Ｉ４ｈ 含有合金の引張り特性がＭｇ　濃度によってどのように変化するかを示す。

６図はＴ４焼もどしのとき、＾ｌ−６．３Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．１４２＋含有 合金の引張り特性が１濃度によってどのように変化するかを示す。

７図はＴ６焼もどしのとき、Ａｌ−６，３Ｃｕ−ＩＪＩ、１−０．１４２１含有 合金の引張り特性がＭｇ濃度によってどのように変化するかを示す。

８図は１８焼もどしのとき、ＡＩ　−６，３Ｃｕ　−１，３Ｌｉ　−０，１４２ ＋含角合金の引張り特性が匂濃度を、よ−、てどのように変化するかを示す。

９図はＴ３焼もどし、のとき、Ａｌ−５，４Ｃｕ−１，３Ｌｉ−０、Ｉ４２＋含 有合金の引張り特性がＭｇ濃度によってどのように変化するかを示す。

１０図はＴ４焼きもどしのとき、ＡＩ−５，４ＣＤ　−１，３Ｌｉ−０，１４Ｉ ｔ含有合金の引張り特性がＭ、濃度によってどのように変化するかを示す。

１１図はＴ６焼もどしく最大付近の時効）のとき、ＡＩ　−５，４Ｃｕ　−１， ３Ｌｉ　−０，１４２＋金含有金の引張り特性がＭｇ濃度によってどのように変 化するかを示す。

１２図はＴ６焼もどしく時効不足）のとき、ＡＩ　−５，４Ｃｕ　−１３Ｌｉ　 −０，１４Ｉｔ含有合金の引張り特性がＭｇ濃度によってどのように変化するか を示す。

１３図はＴ８焼もどしのとき、Ａｌ−５，４Ｃυ−］ＪＬｉ−０，１４Ｌ含有合 金の引張り特性がＭｇ濃度よってどのように変化するかを示す。

１４図は　Ｔ８条件のとき、Ａｌ−１，３Ｌｉ−０，４間対硬度の時効曲線を示 す。

１５図はＴ６条件のとき、ＡＩ　−　１．３　Ｌｉ　−　０．４Ｍｇ　−　０． １４１ｒ　−　０、０５Ｔ１及び各種の量のＣｕを含む合金の時間対硬度の時効 曲線を示す。

１６図はＴ３焼もどしのとき、ＡＩ　−　ＩＪ　Ｌｉ　−　０．４　Ｍｇ−　０ ．　１４　１ｔ　−　０．０５　Ｔｉ含有合金の引張り特性ｈ＜Ｃｏ濃度によっ てどのよ５に変化するかを示す。

１７図はＴ４焼もどしのとき、ＡＩ　−　１．３　Ｌｉ　−　０．４　Ｍｇ　− ０、１４　ｚｒ−　０．０５　Ｔｉ含有合金のＴ４焼もどし時に、引張り特性が Ｃｏ濃度によってどのように変化するかを示す。

１８図はＴ６焼もどしのとき、ＡＩ　−　１．３　Ｌｉ　−　０．４　Ｍｇ　− ０、１４　ｚｒ−　０．０５　Ｔｉ含有合金の引張り特性がＣ℃濃度によってど ように変化するかを示す。

１９図はＴ８焼もどしのとき、　ＡＩ　−　ＩＪ　Ｌｉ　−　０．４　Ｊ−　０ ．！４　２＋　−　０．［１５　Ｔｉ含有合金の引張り特性がＣＯ濃度によって どのように変化するかを示す。

２０図は組成Ｉの、Ｔ８焼もどし時の低温強度及び伸び率特性を示す。

２１図は組成Ｉの、Ｔ８焼もどし温度対引張り強度及び伸び率を示す。

発明の詳細な説明 本発明の合金は元素人１，　Ｃｕ，　Ｌｉ．　Ｍｇ及び２ｒ，　Ｔｉ。

Ｃｔ，　Ｍｎ．Ｂ．　Ｎｂ，　Ｖ，　ＩＩ及びＴｉＢ２からなる群から選ばれる 細粒化剤または細粒化剤の組み合わせ、を含む。

本発明の１つの実施態様においてＡ　Ｉ　−Ｃｕ−Ｌ　ｔ−Ｍｇ合金はつぎの範 囲内の組成を持つ．５．０〜７．０のＣｏ，０．１〜２、５のＬｉ，　０．０５ 〜４のＭｇ，　０．１１１〜１．５の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆どＡＩ からなる残部。好ましい範囲はつぎのとおりである＝５０〜６５のＣｕ．　０． ５〜２．０のＬｉ，　０．２〜１．５のＭｇ，　０．０５〜０，５の細粒化剤１ 種又は複数種）及び殆ど＾１からなる残部。さらに好ましい範囲はつぎのとおり である：５．２〜６５のＣｏ．　０．８〜１．８のＬｉ．　０．２５　−　！． ０のＭｇ，　０．０５〜０．５の細粒化剤（１種又は複数種）。最も好ましい範 囲はつぎのとおりである＝５、４〜６．３のＣす．１．０〜１．４のＬｉ．　０ ．３〜０．５のＭｇ。

０、０８〜０．２の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆どＡｌからなる残部（第 １表参照）。

本発明の別の実施態様においてＡＩ−Ｃｕ−Ｌｉ−ｋ１ｇ合金はつぎの範囲内の 組成を持つ：３．５〜５０のＣｕ，　０．８〜１．８のしｌ，　０．２５〜１． ０のＭｇ，　０．０１〜１．５の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆どＡＩから なる残部。好ましい範囲はつぎのとおりである：３５〜５．ｆｌのＣｏ，　１． ０〜１．４のＬｉ，　０．３〜０．５のＭｇ，　０．０５〜０．５の細粒化剤（ １種又は複数種）及び殆どＡＩからなる残部。さらに好ましい範囲はつぎのとお りである：４０〜５，０のＣｕ．　１．０〜１、４のＬｉ．　ＯＪ〜０，５のＭ ｇ，　０．０８〜０．２の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆どＡＩからなる残 部。最も好ましい範囲はつぎのとおりである・　４．５〜５，０のＣｏ。

１、０〜　１．４の　Ｌｉ，　０．３〜　０．５の＆１ｇ，　０．０８〜　０， ２の細粒化剤（１種又は複数種）及び殆ど月からなる残部（第１ａ表参照）。前 述のとおり、本書におけるパーセントはすべて、別に示さない限り、合金の全重 量を基準とする重量パーセントによる。

ＳｌおよびＦｅのような、アルミニウムと結び付いた付随的な不純物が存在する ことがある、とくに、合金が鋳造、圧延、鍛造、押出し、プレス、またはその他 の方法で加工され、そしてその後熱処理をうけている時にそのおそれがある。Ｇ ｅ，　Ｓｎ，　Ｃｄ．　Ｉｎ，　Ｂｅ，　Ｓ「、　ＣＩ及びＩｎのような補助的 元素が、単独または組み合わせて、約０．０１乃至約１．５重量パーセントの量 で、例えば析出物の核形成及び細粒化を助けるために、加えられることがある。

第１表 組成 （高い銅の範囲） 広い　５．０−７．０　０．１−２．５　Ｇ．０５−４　０．０１−１．５　残 好ましい　５．０−６．５　Ｇ．５−２．０　０．２−１．５　０．［１５−０ ．５　残より 好マｔ，イ５．２−６．５　０．８−１．８　０．２５−１．０　０．０５−０ ．５　残本　つぎのものの１以上から単独でまたは組み合わせて選ばれる：２ｒ ，　Ｔｉ．　Ｃｔ，　旧，　Ｎｂ，　Ｂ，丁１８２，Ｖ及びｕｎ０第ｊＡ表 組成 （低い銅の範囲） 広い　３．５−５．０　０．８−１．８　０．２５−１．０　０．０１−１．５ 　残好ましい　３．５−５．０　１．０−１．４　０．３−０．５　０．０５− ０．５　残より 好ましい　４．０−５．０　１．０−１．４　０．３−０．５　０．０８−０． ２　残量も 好ましい　４．５−５．０　１．０−１．４　０．３−０．５　０．０８−０． ２　残＊　つぎのものの１以上から単独でまたは組み合わせて選ばれる：Ｚ１． 　Ｔｉ、　Ｃ＋、　［、Ｎｂ、　Ｂ、ＴｉＢ　２．　Ｖ及びＭｎ。

本発明のパラメーターに基づき以下の組成を持つ、多くの合金が製造できるがそ れを第■表に示す。

第■表 実験合金の公称組成（ｌ１％） 組成　Ｃｕ　Ｌｉ　Ｍｇ　２ｒ　ＡＩ Ｔ　６Ｊ　ＩＪ　０．４　［１，１４残ｎ　６Ｊ　１．３０．２０．１４残 ｎ［６Ｊ　１．３０．６　Ｃ１，Ｉ４残ＩＶ　５．４　！Ｊ　Ｏ，２０，１４残 Ｖ　５．４１Ｊ　Ｏ，６Ｑ、＋４残 ＶＩ　５．４１Ｊ　Ｏ，４０，１４残 ■　５．４１．７　Ｇ、４０．１４残 ■　５．４１．３０．８０．１４残 ＩＸ　５．４　１ｊ　１．５　０．１４　残Ｘ　５．４１．３２．００．＋４残 ＸＩ　５．０１．３　Ｇ、４０．１４残Ｘｌｌ　５．２　＋、３０．４０．＋４ 残合金はすべて、約３７［１℃（７００°Ｆ）における２、５ｍｍ／秒のラム速 度で、割れまたは表面引き裂きなしに極めて良好に押出された。

第■表に示す合金のほかに、各種の補助的元素添加物とともにＴｉ添加物を含有 する合金が造られた。これらの合金を第Ｈａ表に示す。

第Ｕａ表 実験的合金の公称組成（ｙ＋％） 組成　Ｃｏ　Ｌｉ　Ｍｇ　２ｒ　Ｔｉ　添加物　＾ｌ■　５．４１．３０．４０ ．１４０．０３０．２５Ｘｎ残Ｘｆｆ　５．４１．３　Ｑ、４０．１４０．０３ ０．５２ｎ残ＸＶ　５．４１Ｊ　Ｏ，４０，１４０，０３０，２Ｇｅ残ＸＶＩ　 ５．４１Ｊ　０．４　［ｔ、Ｉ４　Ｇ、０３０．ＩＩｎ残ＸＷ５４１．３０．４ ０．１４０．０３０．４Ｍｎ残ＸＩ　５．４　１３　Ｇ、４　０．１４　０．０ ３　０．２Ｖ　残前記の表に示すものより　Ｃｕ濃度の低い、数種の合金が造ら れた。これらの合金を第ｎｂ表に示す。

第ｎｂ表 実験合金の公称組成（ｖ１％） 組成　Ｃｕ　Ｌｉ　Ｍｇ２ｒ　Ｔｉ　ＡｔＸＸＩ　４．５１．３０．４０．１４ ０．０３残ＸＸ　４．０　＋、３０．４０．１４０．０３残ＸＸＩ　３．５１． ３０．４０．１４０．０３残ＸＸＩ　３．０１．３０．４　（１，１４０，０３ 残ＸＸＩ　２．５１．３０．４０．＋４０．０３残第ｎｂ表に示す合金のうち、 ４．５，４．０及び３．５）＜−セントのＣｕを含有する組成ＸＩ［、ＸＸ及び ＸＸＩは本発明の範囲内に入ると考えられる、しかし３．０及び２．５）々−セ ントのＣｏを含有する組成ＸＸｎ及びＸＸＩは本発明の組成範囲外であると考え られる。約３．５パーセント以下のＣｕ濃度は、Ｃ１１のより多い合金において 達成される、超高強度のような非富に優れた特性をもたらさない。

したがって、本発明に基づき比較的高い濃度、すなわち３．５−７．０パーセン トのＣｕを用いると、従来のＡｌ−Ｌｉ合金より引張り及び降伏強さが増す。

さらに、約３．５パーセントより多量のＣｏを使用することが合金の溶接性を促 進するのに必要であって、約４．５パーセントより多量のＣｗの場合に溶接性が 極めて良好になる。人工時効焼もどしにおいて、高い容積比率の７２　（＾！２ ｃｕＬｉ）強化析出物を形成するのに十分なＣ。

を供給するには約３．５パーセントより高い濃度が必要である。これらの析出物 が作用して本発明の合金の強度が、従来の＾１−Ｌ１合金の強度より大幅に増加 する。本発明の１つの実施態様において、大まかな組成範囲として７パーセント までのＣｕ濃度が示されているが、この量を超えることも可能である、しかし７ バーセントを超えてさらに加えられた銅は密度を増すが、腐食抵抗及び破壊しん 性を減少させる。

本発明の合金において、Ｌｌを用いると密度を従来のＡ１合金より大幅に減少さ せることができる。また、Ｌｉは強度を増し、弾性係数を改善する。本発明の合 金の性質はＬｉの含有率に甚だしく依存する。本発明の高イＣＩ＋の実施態様　 （５，０〜７．θパーセント）において、Ｌｉ濃度が０．１乃至２．５パーセン トのときに物理的及び機械的性質が大幅に改善され、そして約１．２パーセント のときに最も著しい、、０１パーセント以下では密崩の大きな減少は実現されな い。また、　２．５パーセントより多い場合、望ましい程度にまで強度が減少す る。本発明の低いＣｕの実施態様（３，５〜５ｏパーセント）においで、Ｌ１＃ 度が約０．８乃至１．８パーセントの場合、物理的及び機械的性質が大幅に改善 され、そして約１，２パーセントのときに最も著しい。この範囲外では強度のよ うな特性が望まｌ、　＜ない水準にまで低下しゃすい。

本発明の合金におけるＬｌに対するＣＤの高い重量パーセント比、すなわち２５ 以上、そして好ましくは３．０より大きい比は、製造される合金中にＴ１強化析 出物の高い容積比を与えるのに必要である。約２５以下の、　Ｌｌに対するＣｕ の比は強度の減少のような特性の低下を実質的にもたらす。

本発明の合金におい°ｒ　１！ｇを使用すると、従来のＡ］自金より強度を増し そして密度をやや減少させるこきがてきる。また、Ｍｇは耐蝕性を改善し、予め 冷間加工を行わない場合でも自然時効反応を増進する。本発明の合金の強度はＭ ｇ含有率に甚だしく依存する。本発明の、高いＣＩ＋の実施態様（５０〜７０パ ーセント）において、Ｍｇ濃度が００５乃至４パーセントのとき、物理的及び機 械的性質が大幅に改善され、そして約０．４パーセントのとき最も著しい。本発 明の低いＣｏの実施態様（３５〜５，０パーセント）においてＭｇの濃度が約０ ．２５乃至１．０パーセントのとき、物理的及び機械的性質が大幅に改善される 、そして約［１，４パーセントのきき、最も著しい。この範囲外では、引張り強 度のような特性の大幅な改善は達成できなし・。

Ｌｉ含有率が１．０〜１．４パーセントの範囲内にあり、Ｍｇ含有率が０３〜０ ．５パーセントの範囲内にあるとき、特に有利な性質が得られているが、このこ とは強化析出物の種類及び程度がこれら２つの元素の量に極めて大きく依存する ことを示している。

参照の便宜のため、焼もどし名称を第■表にまとめ、時効処理と冷間加工の有無 の各種の組み合わせを記載する。

第■表 焼もどし名称 焼もどし０　説明 Ｔ３　溶体化処理され、冷間加工　され、実質的に安定な状態まで自然時効され る Ｔ４　溶体化処理され、実質的に安定な状態まで自然時効される Ｔ６　溶体化処理され、人工時効されるＴ８　溶体化処理され、冷間加工され、 人工時効される ＊　標準の焼もどし名称の後に７８１のような追加の数字がある場合、これは単 純に、Ｔ８焼もどしの特定の種類であることを示し、例えば、ある時効温度にお けるかまたは、ある時間数の間のＴ８であることを示す。

＊＊Ｔ４またはＴ６では幾何学的完全性（Ｇｅｏｍｅｔ＋ｉｃＩｎｔｅｇｒｉｔ ｙ）を得るために冷間加工が行われることがあるが、この冷間加工は時効後の性 質の各々に殆ど影響しない。

組成Ｉの合金をっぎの手法を用いて鋳造し、押出した。

元素を、不活性アルゴン雰囲気のもとに誘導融解し、直径１６０　ｍ＋＋ｉ　（ ６１／４インチ）　、２３　ｋｇ　（５０ｌｂ）のビニノットに鋳造した。イン ゴットの組成的均一性を得るため２段階の均質化処理によりビレットの拡散焼き なましを行った。第１段階において、ビレットを４５４℃（ｌ１５Ｇ’Ｆ）に１ ６時間加熱して低融解温度相を固溶体に１７、そｊ２て第２段階ニオイて５０４ ℃（９４０°Ｆ）で８時間加熱した。段階Ｉは、鋳放しの構造物の中に生成する 非平衡低融解温度相の融解点以下で行った。なぜならこのような相の融解はイン ゴットを多孔性及び／′または作業性不良にするからである。段階■は、融解を 伴わないで実際に達成できる最高温度で行って、迅速な拡散を確保し組成を均一 に１、た。ビレットのスキャルビングを行い、つぎに約］７０℃（７ＱＯ’Ｆ） において２５ｍ１Ｉｌ／ｌ　のラム速度で押出し、断面が１０　ｍｍｘ　１０２ 　ｍｍ　（３／８インチ×　４インチ）の矩形のバーを製造した。

熱間ねじり試験によって、この合金は従来のアルミニウム加工装置を用い、実際 に可能な変形温度及びひずみ速度条件において容易に加工できることが決定され た。

例えば、圧延のような要求のより厳しい作業に対する熱間加工バラメーターが決 定された。直径６．１０１１１１　（０，２４インチ）及び標点距離５０ｍｍ（ ２インチ９の供試体を押出し品から機械加工により作り出し、再拡散焼きなまし ヲ行ツタ。３７０　乃至５１０℃（７０Ｑ乃至９５０’Ｆｌ　〕温度で、０、０ ６３”の相当引張りひずみ速度において熱間ねじり試験を行った。１図に示すと おり、この温度範囲にわたり、相当引張り流れ応力（ｅｑｕｉｗａｌｅｎｔ　ｔ ｅｎｓｉｌｅ　Ｉｔｏｗ　ｓｔ＋ｅｓｓ　）及び相当引張り破損ひずみ　（ｅＨ ｉｖａｌｅｎｌ　１ｅｎｓｉｌｅ　ｓｌ＋ａｉｎ−＋ｏ−１ａｉｌｕｕ）を評価 した。この破損ひずみは、４２７℃（ｌ１５Ｇ’Ｆ）以下から４８２℃（９００ °Ｆ）を超えたばかりの、広い範囲の熱間加工温度にわたり、最大になっている 、そのため圧延及び鍛造作業の温度を選ぶときの融通性が十分に与えられる。液 化は５０８℃（９４６’Ｆ）で起こるが、これは示差走査熱量計（ＤＳＣ）及び 冷却曲線解析により決定される。これが５１０℃（９５０°Ｆ）における熱間延 性（ｈｏｔｄｕｅ！１ｌｉｔｙｌ　の急激な低下の原因である。最適な熱間加工 温度範囲にわたる流れ応力（Ｉｌｏｖ　５ｔｒｅｓｓｅｓ　）は十分に低いので 、従来のアルミニウム合金製造業に整合した能力を持つプレスまたは製作機械を 用いて加工が容易に行われる。経済的観点から、組成工の鋳放し材料及び拡散焼 きなまし材料を用いる類似の研究が同じ傾向を示すと言うことは重要である。

つぎに、熱間ねじり試験に用いられなかった矩形のバー押出し品を５０３℃（９ ３８°Ｆ）において１時間溶体化処理し、水で急令した。各押出し品の幾っがの 断片を３時間の急冷の間に約３パーセントの延伸矯正を行った。

この延伸矯正方法は押出し品の矯正をすると共に冷間加工をもたらす。冷間加工 されたもの及び冷間加工されなかったものの幾つかの断片を共に約２０℃（６８ °Ｆ）ニおいて自然時効処理した。そのほかの断片は、冷間加工されたものは１ ６０℃（３２０°Ｆｌ　、冷間加工されながったものは１８０℃（３５６°Ｆ） において人工時効処理した。

従来の合金２２１９及び２０２４に比べ、組成Ｉの優れた性質を第■表に示す。

特に、組成■に対する自然時効（Ｔ３及びＴ４）条件が従来の合金に対する最適 高強度Ｔ８焼もどしに対比されていることに注意すべきである。

第■表 引張り特性 組成Ｉ　Ｔ４　６１．９　８５．０　＋６．５７３　６０．３７６．６　１５． ０ ２２１９　７８１最小　４４．０　６１．０　６．０丁８１代表　５１．０　６ ６゜０　１０．０２０２４　Ｔ４２　］！小　３８．０　５７．０　１２．０Ｔ ｉｌｌ最小　５１１）　６６．８　５．１１第Ｖ表は本発明の各種の合金の自然 時効引張り特性を示す。

第Ｖ表 自然時効引張り特性 ■　丁３　１３００　５１．１　６７．０　１４．６Ｔ４　１４００　５０．９ 　７５．０　１７，８ＩＩＩ　Ｔ３　１３００　５８．２　７５．９　１’７． ４７４　１４００　５８．０　８０．９　１８．１ｒｖ　Ｔ３　１３００　５１ ．０　６９．０　１？、６７４　１４００　５４．５　７８．０　２０．１ｖ　 Ｔ３　１３０［１５１２７５，４１６，５Ｔ４　１４００　５８．０　８２．５ 　１９．２ＶＩ　Ｔ３　１３００　５８．２　？５．３　１６．９Ｔ４　１４０ ０　５９．９　８３．４　１８．２■　７３　１３００　５７．３　７１．６　 ＋４．４Ｔ４　１４００　６０．６　８１．２　＋４．１■　Ｔ３　＋３Ｎ　５ ８，４　７５．１１　１６．７７４　１４００　６０．７　８２．８　１６．５ ＩＸ　Ｔ３　１１００　５５．８　６８．２　１４．３丁４　１１００　５３． ５　７１．！　＋５．ＩＸ　↑３　１１００　５３．７　５４．４　１２．＋７ ４　１１Ｎ　４９，４　６７．２　＋５．１ｘ１　丁３　１ＯＮ　５ｇ、８　７ ５．０　１５．５Ｔ４　１０００　６４．５　８４．６　＋４．ＩＴ４　１４ｆ １０　５７．９　８１，８　１６．９Ｘｌｌ　Ｔ３　＋０００　６０．２　７６ ．６　１７．２７４　１００Ｇ　５９，０　８１．１　１４．８第Ｖ表（継続） 自然時効引張り特性 ＸＶ　Ｔ４　！ＧＯＯ５２，０７５，２１１１，７ＫＷ　Ｔ４　ＩｏＯθ　５３ ．９　７７．７　１１１．１ＸＩ　Ｔ４　１０００　５４．８　７９．３　１８ ．０ＫＷ　Ｔ４　１０００　５８．８　７８．１　１４．１丁４　１０００　４ ９．６　７１．７　１１１．４ＸＸＩ　Ｔ３　１０００　４３．５　５？、Ｉ　 Ｈ，９Ｔ４　１０００　４＋、＋　６２Ｊ　１５．８組成Ｉは驚くべき自然時効 反応を示す。冷間加工の先行しない自然時効条件、Ｔ４焼もどし、における組成 Ｉの引張り特性は、冷間加工の先行する人工時効条件、すなわち完全な熱処理条 件またはＴａ２焼もどし、の合金２２１９のそれらより優れてさえいる。Ｔ４焼 もどしの組成ＩのＹＳは６１．９　ｋ＋ｉ、　ＩＩＴｓは８５．Ｏｋｉｉ　そし て伸び率は１６５パーセントである。これに対し、現在の標準的宇宙用合金であ る２２＋９−７８１の押出し品に対する便覧の特性最低値は４４．Ｏｋ目のＹＳ 、　６１．０　ｋｓｉのＵＴＳ及び６バーセントの伸び率である（第■表参照） 。Ｔａ２焼もどしは、組成１合金に類似の形状（ｇｅｏｍｅｔｒｙ）の２２Ｉ９ 押出し品に対し、最高強度の標準的焼もどしである。自然時効焼もどしの組成Ｉ はまた、高強度Ｔａ２焼もどしの合金２０２４より優れた特性を持つ。この合金 ２０２４は最新の航空機合金の１つであって、その便覧最低値は、！１８　ｋ＠ ｉのＹＳ。

６６ｋｓｉのＵＴＳおよび５パーセントの伸び率である。合金２０２４はまた、 自然時効反応を示す、すなわちＴ４２で示されるが、それは組成Ｉよりはるかに 弱い（第■表参照）。

人工時効の適正な温度を決定するため時効の研究を行った。それによれば、技術 的に妥当な時間内で、つぎのような温度で最大付近の強度が得られる：延伸作用 を受けた材料に対して１６０℃または延伸作用を受けない材料に対して１８０℃ 。延伸作用を受けた材料に対しては、冷間加工によって導入された転位が時効速 度を速めるから、より低い温度が選ばれた。

人工時効条件において、組成Ｉは超高強度を得る。特に重要なことは、Ｔ８及び Ｔ６焼もどしの両方において１００　ｋｓｉに近い最大の引張り強度　（ｔｌＴ ｓ）および５パーセントの伸び率が得られることである。このことは、冷問加工 は、従来の２１ＸＸ合金には一般的に必要であるが本発明の合金の超高強度を得 るのに不要であることを示し１ている。これを２図に図によって示す。この図は 、ロックウェルＢ硬度（これらの合金のＵＴＳにほぼ１対１で対応ｄ゛る＆全硬 度の尺度）は十分な時効時間の後には冷開加工（延伸）の量に関係なく同じ究極 の値に到達することを示す。これによって、航空機および宇宙機器関連の製造方 法に相当な自由が与えられる。さらに、大幅な時効不足（ｇ＋ｏ＋ｓｌマυｏｄ ｅ目ｇｅｄ）　、すなわち逆戻りの（＋ｅｖｅｕｅｄ、）焼もどしにおいて２５ パーセントまでの伸び率が得られた（第■表の、組成Ｉ、ＶＩ、ＸＩ、及びＸｎ の特性ならびに第ＶＩａ表の、本発明に基づいて造られた合金のそのほかの特性 を参照）。このような高い延性の焼もどしは航空宇宙構造物の構成要素の製作に おいて極めて有益である。というのは、大規模な冷間加工には制限があるからで ある。３および４図の曲線は、非冷間加工及び冷間加工の合金の場１合、強度／ 延性の関係か人工時効時間によっていかに変化するかを示す。

第■表 人工時効引張り特性 Ｉ　Ｔ８　最大付近２４　＋６０　９５．７　９９．４　４．５Ｔ８　最大付近 ２４　１６０　９４．５　９１０　５．θＴ８　最大付近＋５．５　１６０　９ ４．８　９９．０　６．５丁８　時効不足　２　１６０　５８．６　７７．７　 ２０．０丁Ｇ　逆戻り　０．５　＋ｇｏ　４０．１　？２．６　２５．０Ｔ５　 最大付近２２　１８［１８７，４９４，１４、Ｏ１２時効過剰３８．５　１８０ 　８９．５　９６．６　４．ＯＶＬ　Ｔ８　時効不足　６　１６０　８０．５　 ８９．１　１１．８Ｔ８　最大付近２０　１６０　９３．Ｑ　９６．８　８ＪＴ ８　最大付近２４　＋６０　９２．０　９５．５　６．４１６　最大付近２２　 １８０　８２．７　９１１　７．０丁６　時効不足１６　１８０　７８．３　８ ７．０　７．８第■表（継続） 人工時効引張り特性 ＸＩ　Ｔ８　逆戻り　０．２５１６０　５３．８　７４．０　１６．３丁８　時 効不足　６　１６０　ＨＪ　８８．６　１２．９丁８　時効不足１６　１６０　 ９３．８　９７．１　７．５丁８　時効不足２０　１６０　９２．４　９６．２ 　８．９Ｔ８　最大付近２４　１６０　９５．１　９８．４　８．４Ｔ８　最大 付近２４　１６０　９６．７１００．３　６．７Ｔ６　逆戻り　０．２５１８０ 　３９．１　６８．９　２３．９丁６　時効不足　６　１８０　８３．４　９１ ．３　７，９Ｔ６　時効不足１６　１８０　８＋、６　９０．７　？。３Ｔ６　 最大付近２２　１８０　Ｂ４．６　９２．４　５．５Ｔ６　最大付近２２．５　 １８０　８８．８　９４．２　７．４ＸＩ　Ｔ８　時効不足１６　１８０　９１ ．８　９５Ｊ　７．２Ｔ８　時効不足２０　１６０　９２Ｊ　９Ｇ、３　７．４ ＊Ｔ８　２０　１６０　１０２．４１０４．５　６．１Ｔ６　最大付近２２　１ ８０　８５．３　９２．３　５．５”７６　１６　＋８０　８４．４　９２．９ 　７．１＊は０３７５インチの押出し棒を用いて行われた測定値である。

第ＶＩａ表 人工時効引張り特性 ＩＩ　Ｔ１１　時効不足　６　１６（１７４，１１１４，ａ　１１．２Ｔ８　時 効不足２０１６０８９，４　９３．８　７ＪＴ８　最大付近２４　１６Ｇ　９０ ，１　９４．３　５．８Ｔ６　時効不足１６　１８０　６３．４　７７．７　６ ．４Ｔ６　最大付近２２．５　１８０　６８．２　８１．［ｌ　４．９ｍ　７８ 　時効不足　６　１５１１　７６．１　１１５．１　１０，９１８　時効不足２ ０　１６０　９＋、７　９５．３　６．９Ｔ８　最大付近２４　１６０　９２． ２　９５．８　７．４Ｔ６時効不足１６　１Ｈ７１１１８ｇ。ｏ８．１Ｔ６　最 大付近２２．５　１８０　８２．＋　８９．４　４．３ＩＶ　Ｔ８　時効不足　 ６　１Ｎ　７１．５　８３Ｊ　１４．６Ｔ８　時効不足２Ｇ＋６０８７゜０　９ ２゜３８．２Ｔ８　最大付近２４　１６０　８９．６　９４．９　７．４Ｔ６　 時効不足＋６　Ｉｎ　５８．１　７７．５　１１．７Ｔ６　最大付近２２．５　 １８０　６５．７　８０．８　８．２Ｖ　Ｔｇ　時効不足　６　１６０　７８． ０　８７．ＯＩＩ、７丁８　時効不足２０　１６０　Ｂ７，７　９２．６　７． ８Ｔ８　最大付近２４１６０８９．１　９４．１　８ＪＴ６　時効不足ＩＳ　＋ ８０　７５．４　８５．６　９．ＩＶＩ［Ｔ８　時効不足　６　１６０　７３． ２　ｇｌ、３　８．９丁８　時効不足２（１１６Ｑ　８５Ｊ　８９．１５４９Ｔ ８　最大付近２４　１６０’８５．７　８９．７　６．５丁６　時効不足１６　 １８０　７０．５　８１．５　９．５Ｔ６　最大付近２２．５　１８０　８０． ４　８６．３　６．４ＶＩ　Ｔ１　時効不足　６　１６０　７５．７　８３．９ 　１１．［ｌＴ８　時効不足２０　１６０　９０．１　９３．５　７．２１８　 最大付近２４　１６０　Ｂ９．１１　９３．５　６．４Ｔ６　時効不足１６　１ ８０　７６．０　８６．０　［ＯＴ６最大付近２２．５　１８０　８１．ＯＢ１ ．６　７．ｔｌ第Ｖｉａ表（継続） 人工時効引張り特性 ＩＸ　７８　時効不足２４　１６０６６２．２　７２．　ｌ　Ｉｔ、　ｆｌＴ８ 　時効不足２４　＋８０　７５．４　７６．６　４．５Ｘ　Ｉ８　時効不足２４ 　１６０　５５．２　６８．２　１２．７丁８　時効不足２４　Ｎｏ　７０．０ 　７２．８　７．６ＸＩ　Ｔｇ　時効不足２０　＋６０　９３．４　９７．５　 ７．ＩＴ８　最大付近２４　１６０　９８．５　１０１．９　６ＪＴ６　最大付 近２２　１８０　８９．２　９４．８　３．９Ｘｆｆ　Ｉ８　時効不足２０　１ ６０　９９．４　１０２．６　７．５Ｔ８　時効不足２２　１６０　９３Ｊ　９ ７．１　８．４Ｔ８　最大付近２４　＋６０　９５．９　９９．１　６．０Ｔ６ 　最大付近２＋　＋８［１８９，３９４，９４，９ＸＶ　Ｉ８　時効不足２０　 １６０　８９，５　９４．７　７．８１８　最大付近２４　＋６０　９１．８　 ９５．４　７．７１６　最大付近２２　＋８０　８０．４　８９．９　５．９Ｘ 〜１Ｔ８　時効不足２０　＋６０　９２．７　９７．０　８．ＩＴ８　最大付近 ２４　＋６０　９２．３　９６．１　７．７Ｔ６　最大付近２２　１８０　８０ ．８　８９．０　６．２Ｘｌｌ　７８　時効不足２０　＋６０　９１．４　９４ ．６　Ｂ、２Ｔ８　最大付近２４　１６０　９４．１　９７．５　６．９Ｘｌｌ 　Ｉ８　時効不足２０　＋６０　９６．０　９９．０　４．６Ｔ８　最大付近２ ４　＋６０　９３．０　９５．４　３．６第Ｖｉａ表（継続） 人工時効引張り特性 Ｘｆｆ　Ｉ８　逆戻り　２５１６Ｇ　４１１，９　７２，０　２０．５１８　時 効不足　６　１６０　７３．８　８２．３　１１．５Ｔ８　時効不足＋６　１６ ０　９５．７　９８．７　９．０丁８　時効不足＋６　１８０　８７．０　９１ ．８　８．［ｌＴ８　時効不足２０　＋６０　８９Ｊ　９３．７　９．６Ｔ８　 最大付近２４　＋６０　９２．７　９６．１　８．４Ｔ６　逆戻り　、２５＋８ ０　３６．５　６５．４　２５．５１′６　時効不足　６　１８０　６６．３　 ８０．１　１２．４Ｔ６　最大付近２２　１８０　８２．２　８８．４　７．３ ＸＸ　丁８　時効不足１６　１８０　８０．１　８５．３　１０．９Ｔ８　時効 不足２４　１６０　８８．６　９２．０　１１．５Ｔ６　最大付近２２　１８０ 　６６．８　７５．’７　１２．０ＸＸＩ　Ｉ８　時効不足１６　１８０　７１ ３　８３．７　１０．２丁８　時効不足２４　＋６０　７７．８　８２．８　１ ２．４Ｔ６　最大付近２２　１８０　６５．３　７５．３　１［１，９１ＸＩ　 ７８　時効不足１６　１８０　６８．８　７Ｌｌ　１Ｇ、Ｉ■８　時効不足２４ １６θ　６７Ｊ　７３．２　１１．８１６　最大付近２２　＋８０　５４．８　 ６７．６　１１．４ＸＸＩ　Ｉ８　時効不足１６　＋８０　５９．０６６．１１ 　８．８丁８　時効不足２４１６０　５７．７　６３．８　１０．２本発明の合 金生成物の製造のために、処理工程が開示されているが、これらの工程は各種の 必要な結果を得るために変更され得ることに留意すべきである。したがって、造 られる最終製品の、例えば物理的および機械的、特性に影響を与えるために、鋳 造、均質化、加工、熱処理、時効、などを含む工程が変更されることがあり、ま たはその他の工程が加えられることがある。このようにして、強化析出物の種類 、大きさ、分布のような特性が、処理技術によっである程度制御できる。また、 最終製品の粒度及び結晶化度がある程度制御される。したがって本発明の合金の 製造において、本開示に示される処理技術に加え、他の従来の方法が用いられて もよい。

本発明の合金のインゴットまたはビレットを造るには鋳造法が好ましいが、合金 はまた、微細な粒子から固めたビレットの形状に造られてもよい。粉末または微 粒物質は噴霧化、機械的合金化（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ａｌｌａｙｉｎｇ）及 び融解紡糸（ｍｅｎ　ｓｐｉｎｎｉｎｇ’ｉなどの方法によって製造できる。

本発明に基づいて造られる合金の引張り特性に対するＭｇ含有率の影響に関し調 査研究を行った。５図によれば、各種の量のＭｇを含む、組成ＡＩ　−６，３Ｃ ｕ−１，３Ｌｉ−０，Ｉ４２＋の合金はＩ３焼もどしのとき、０４重量）く−セ ントのｌ１ｇにおいて自然時効強度が最高である。そして６図は、Ｉ４焼もど１ ７時の同様なＭｇ含有率で最高値を示す。さらに、７及び８図に示すとうり、人 工時効のＩ６及びＩ８焼もどしにおける最高強度もまた０４重量パーセントのＭ ｇにおいて得られる。従来の２ＸＸＩ合金において、Ｍｇ含有率の増加は強度の 増大をもたらす、例えば、２０２４．　２１２４及び２６１８合金は一般的に１ ．５重量パーセントのＭｇを含有する。したがって、本発明の合金において、こ のような低いＭｇ濃度で最高値が得られ、約０，４重量パーセントを超えて旬含 有率が増しても強度は増さないということは驚くべきである。

異なるＭｇ含有率の、ＡＩ　−５，４Ｃｕ　−１，３Ｌｉ　−０，１４２「合金 においても状況は同様である。例えば、９及び１０図に示すとうり　Ｉ３及びＩ ４焼もどしのいづれにおいても自然時効強度は０４４重量パーセント付近のＭｇ において最高であり、Ｍｇが１．５及び２．ｆ１重量パーセントになると強度が やや減少する。Ｉ６焼もどしく最大付近及び時効不足の両条件）において強廖は やはり、０．４パーセント付近のＭｇのときに最高である。１１図（最大付近の 時効）及び１２図（時効不足）を参照されたい。Ｉ８焼もどしく１３図）におい て強度はやはり　０．４重量パーセントのＭｇにおいて最高である。しかし、そ の差はＩ３゜Ｉ４及びＩ６焼もどしのときほど顕著ではない。

本発明の合金の引張り特性はＬｉ含有率に大きく依存する。最大強度は約１．１ 乃至１．３パーセントのＬｉ　１度のときに得られ、そして約１．４パーセント を超えるとき及び約１．０パーセント以下のとき、かなり減少する。

例えば、本発明の合金組成Ｖｌ　ｆＡｌ　−５，４Ｃｕ　−ＩＪ　［、ｉ　−０ ．４　Ｍｇ　−０，１４ｈ　）及び合金組成Ｖｌ　（Ａｔ　−５，４Ｃｏ　−１ ，７Ｌｉ　−０，４Ｍｇ　−０，１４１＋　）　（Ｄ引張す特性ヲ比較スルと、 降伏強さ及び極限引張り強さの両者において８　ｋｔｉ以上の減少が明らかであ る（第■及び第ＶＩａ表参照）。

一般的に述べると、強度及び伸び率のような特性の最も有利な値はＭｇ及びＬｉ の範囲が両方とも比較的狭い合金において得られる。本発明の合金であって、４ ５〜？、ＯＣｕ、　１．０〜Ｉ。４　Ｌｉ、　１１．３〜０．５　Ｍｇ、　０． ０５〜０．５の細粒化剤、及び残部ＡＩ　、の範囲内のものが各々の焼もどしに 対し極めて有用な縦強度及び伸び率を示す。例えば、Ｔ３焼もどしにおいて、上 述の組成範囲内の合金は、約５５乃至約６５　ｋｓ＋のＹＳ範囲、約７０乃至約 ８０　ｋ＋ｉのＵＴＳ　範囲及び約１２乃至約２０パーセントの伸び率の範囲を 示す。■４焼もどしにおいて、この範囲内の合金は約５６乃至約６８　ｋｓｉの ＹＳ範囲、約８０乃至約９０　ｋ目のＵＴＳ範囲、及び約１２乃至約２０パーセ ントの伸び率の範囲を示す。さらに、Ｔ６焼もどしにおいて、これらの合金は約 ８０乃至約１００　ｋ＋ｉのＹＳ範囲、約８５乃至約１０５　ｋｓｉのυＴＳ範 囲及び約２乃至約１１パーセントの伸び率の範囲を示す。さらに、Ｔ８焼もどし において、上述の組成範囲内の合金は約８７乃至約ＩＮｋｔｉのｙｓ範囲、約８ ８乃至約１０５　ｋｓｉのＵＴＳ範囲及び約２乃至約１１パーセントの伸び率の 範囲を示す。

本発明によって造られる合金の硬度及び引張り特性に対するＣｕ含有率の影響に 関し、調査研究を行った。

Ａｌ−１，３Ｌｉ−０゜４　Ｍｇ　−０，１４２＋及び０．０５Ｔｉを含み銅の 濃度が２．５乃至５．４パーセントの範囲で変化する合金の、鋳造、拡散やきな まじ、スキャルビング、押出し、溶体化処理、急冷、０パーセントまたは３パー セントの延伸、及び前述の組成工をこ対し説明したのと同様な方法の熱処理を行 った。１４図は、３パーセントの延伸を受け、＋６［１℃で時効された、Ｃｕ含 有率の異なる合金の時効時間対硬度の曲線を示す。１４図によれば、冷間加工、 人工時効条件の合金の場合、Ｃｕ含有率の増加と共に硬度が増加する。１５図は 、延伸されずに１８０℃で時効された、ＣＩ＋含有率の異なる合金の時効時間対 硬度の曲線を示す。

１５図によれば、非冷間加工の、人工時効条件の合金の場合、Ｃｕ含有率が増す と硬度が増加する。

１６図によれば、Ａｌ　−ＩＪ　Ｌｉ　−０，４Ｍｇ　−０，１４Ｚｒ　−０， ０５Ｔｉ及び異なるＣｏ量からなる組成の合金はＴ３焼もどしの場合、約５乃至 ６パーセントのＣｕのとき自然時効強度が最大である。Ｃｕが約５パーセント以 下になると強度が徐々に減少する。１７図はＴ４焼もどしにおける同様な傾向を 示す。同様に、１８及び１９図に示すとうり、人工時効のＴ６及びＴ８焼もどし の両方の場合に、最大の強度は約５乃至６バーセントのＣｕのときに得られる。

約５パーセント以下のＣｕのとき、Ｔ３及びＴ４焼もどしの場合のように１強度 が減少するが、その減少はＴ６及びＴ８焼もどしにおいていっそう顕著である。

第■表は本発明の合金であってＡＩ　−１，３Ｌｉ　−０，４Ｍｇ　−０，１４ ｈ　−０，０５Ｔｉ及び異なる量のＣｏを含むものの引張り特性を示す。示され ているＣ１１の重量パーセントは測定値である。

第■表 ＸＸｆｆ　２．６２　−　−　７３　４３．５　５７，１　１３．９−　Ｔ４　 ４１．１　６２．３　１５．８１８０　（１６）　Ｔｌ　５９．０　６０．８　 ８．８１６０　（２４）　Ｔ８　５７．７　６３．８　１０．２１８０　（２２ ）　７６　４９．９　６＋、２　１３゜５ＸＸＶ　３．０６　−　−　７３　４ ９．３　６１．２　１３．５−　丁４　４９．６　７＋、７　１８．４１８０　 （１６１Ｔ８　６ｇ、８　７４．１　１０．１＋６０　（２４）　Ｔ８　６７． ３　７３．２　１１．８１８０　（２２）　Ｔ６　５４．８　６７．６　１１． ４ＸＸＷ　３．５５　−　−　７３　５１．７　６６．７　１８．１−　Ｔ４　 ４５．６　６７、’５　１５．４１８０　（＋６）　７８　７８．３　８３．７ 　１０．２＋６０　（２４）　Ｔ８　７７．８　８２．８　１２．４１８０　（ ２２）　Ｔ６　６５．３　７５．３　１０．９ＸＸＩＩ　４．０？　−−７３４ ９，９６４，５１３，８−丁４　５８，９　１１０．８　１８．６１８０　（１ ６）　Ｔ８　８０．１　８５Ｊ　１０．９１６０　（２４）　Ｔ８　８８．６　 ９２．０　１１．５１８０　（２２）　Ｔ６　６６．８　７５．７　１２．０Ｘ ＸＩ　４．４２−−　Ｔ３　５４．６　７２．２　１６．１−　Ｔ４　６０．４ 　８３．８　１７．０１８０　（１６）　Ｔ８　８７．０　９１．８　８．０第 ■表（継続） 銅含有率の増加と合金の引張り特性 −７４６４，５８４，６１４，１ １８０（Ｉｓ）　Ｔｉｔ　９２．０　９６．８６．１１６０　（２０）　Ｔ８　 ９３Ｊ　９６．７　７．８１８０　（２２）　Ｔ６　８４．６　９２．４　５． ５ＸＸＸ　５．＋６　−　−　７３　６０．２　７６．７　１７．２−　７４　 ５９．０　１１１．８　１４．８１８０　（１６）　Ｔ８　９１．８　９６．３ 　７．２１６０　（２０）　Ｔ８　９２Ｊ　９６．３　７．４１８０　（２２） 　７６　ｇ５．３　９２Ｊ　５．５ＸＸＸＩ　５．３０　−　−　７３　６１． ８　７７．３　１４．３−　Ｔ４　６０．７　８３．１　１７．２１８０　（１ ６）、　Ｔ８　９０．３　９５．８　７．１１６０　（２０）　Ｔ８　９３．０ 　９６．８　８．３１８０　（２２）４６　８１．３　８９．５　５．４本発明 の合金の場合に達成される前述の著しい時効硬化反応及び高強度は、一般的には 、析出物形成元素の固体溶解度が非常に高い合金に対して期待されるものである ことは注目すべきである。したがってこの結果は、在来技術の＾１−Ｃｏ−Ｌｉ −Ｍｇ合金との比較においてはまったく予想されない。従来のＡｌ−Ｃｕ−Ｌｉ −Ｍｇ合金の場合、既に示したとうりモンドルフオ（６４１頁）がつぎのように 結論している。すなわち、Ａｌ−Ｃｏ−Ｍｇ合金にＬｉを加えるとＣｖ及びＭｇ の固体溶解度を低下させ、ＭｇをＡＩ−Ｃ。

−Ｌｉ　合金に加えると銅とリチウムの固体溶解麿を低下させ、そのため得られ る時効硬化反応及びＩＩＴｓの値が減少する。これに反し、本発明の合金におい ては、従来のものより非常に優れた時効硬化反応及び高強度が得られることが判 明した。

制限視野回折（ｓｅｌｅｃｔｅｄ　ａｔｅａ　ｄｉｌｌ＋ａｅｔｉｏｎ　）　（ ＳＡＤ）測定を含む詳細な透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）による研究によれば、Ｔ ８焼もどしにおける本発明の合金の超高強度は、Ａｌ−Ｌｉ及びＡｌ−Ｃｕ−Ｌ ｉ合金に一般的に見られるデルタ−プライム（ｄｅｌｔａ−ｐｒｉｍｅ）　（Ａ １３Ｌｉ）及びシータ−プライム（ｔｈｅｔａ−ｐｒｉｍｅ）　（＾１２ｃＩ＋ ＋のような強化析出物ではなく、それらとは別の、Ｔ、ｆＡ１２ｃｕＬｉ）析出 物の極めて均一な分布と関係がある可能性がある。

ファング（Ｈｕａｎｇ）及びアーデル（＾＋ｄｅｌｌ）による合金２０９０に関 する最近の研究［「クリスタル・ストラクチュアー・アンド・スタビリテイ・オ ブ・　Ｔ、　（Ａ１２ＣｕＬｉ）プレシピテエイティズ・イン・エインド・Ａｌ −Ｌｉ−ＣｕアロイズＪ　（’ＣｒＹｓｌａｌ　５ｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　 ５ｌａｂｉｌ自ｙ　ｏｆ　Ｔｌ　（人１２ｃｕＬｉ）　Ｐｕｃｉｐｉｔａｌｃ＋ 　ｉｎ　Ａｇｅｄ　Ａｔ−Ｌｉ−Ｃｕ　Ａｌｌ０ＦＳ’）、マテリアル・サイエ ンス・アンド・チクノロシイ（Ｍａｔ、　Ｓｃｉ、　ａｎｄＴＥＣＨＮＯＬＯＧ Ｙ）　、３月、ポル（Ｖｏｌ、）３、＋７６−１８８頁、１９８７年を参照願う ］において、Ｔ８焼もどしにおける合金２０９０はＴ１及びデルタ−プライム相 の両方を含有する、そしてＴ１相のほうがデルタ−プライム相より有力な強化物 であることが明らかにされている。これに反し、本発明の合金（組成Ｉ、Ｔ８焼 もどし）に関する制限視野回折パターン　（ＳＡＤＰ）研究によれば、Ｔ□が主 要な強化相として存在し、デルタ−プライムは観察されない。

この結論は、Ｔ８焼もどしにおける組成Ｉの合金からのｆｌ：ｌｌｌ：　、８１ ２：　、Ｗ４１　、及び：Ｏｊ　３；晶帯軸　（２人：　に対する制限視野回折 パターンをファシグ及びアーデルのものから予測されるパターンと比較した結果 である。５ＡＤＰ研究はまたつぎのことを示す。すなわち、Ｔ８焼もどしにおけ る組成■合金のＴ１小板（ｐｌａ＋ｅｌｅｌ）の容積割合は合金２０９０におけ るより大きく、そしてより均一に分布しているようである（２人−Ｆ１１４１　 ｉ二ついての（１１１＋０）　Ｔ。

スポットから写した中心暗視野　（ＣＤＦ）写真の観察による）。さらに、合金 ２０９０においてＴ１を大量に析出させるるには冷間加工が必要であるが、本発 明の合金においては冷間加工の有無に関係なく高い容積割合のＴ１が人工時効に おいて認められる。

本発明の合金はジルコツク（Ｓｉｌｃｏｃｋ）の研究によるＡＩ−Ｃｏ−Ｌｉ系 に、より類似している［１．Ｍ、ジルコツク、［ザ・ストラクチュアル・エイジ ング・キャラクタリスティックス・オブ・アルミニウムーコツパー−リチウムΦ アロイズ、Ｊ　（’Ｔｈｅ　ｓｔ「ｕｃｔｕｒａｌ　Ａｇ１Ｂ　Ｃｈｘ＋ａｃｌ ｅｒ−ｉｓｌｉｃｓ　ｏｆ　ＡＩａｍｉｎａｍ−Ｃｏｐｐｅ＋−Ｌｉｔｈｉｕｌ Ｉｌ＾１ｌｏ７に、’）　、１．インスト・メタルズ（Ｊ、Ｉｎｔｌ、Ｍｅｔａ ｌｓ）　、８ｇ、３５７−３６４頁、＋９５９−１９６０を参照願う］。類似の 銅及びリチウム濃度において、ジルコツクの示すところによれば、人工時効条件 のときに存在する相はＴ１、シータ−プライム及びアルミニウムの固溶体である 。予想に反し、本発明においてはシータ−プライムの析出は抑制されている。そ れはＴ１の多量の核生成によると考えられるがこの影響については完全には解明 されていない。

優れた室温特性のほかに、本発明の合金は優れた極低温特性を持っていることが 試験によって示されれている。低温において、引張り及び耐力強度が保持される のみでなく、まさしく改善されている。第１表に示すとうり、特性は合金２２１ ９のそれらよりはるかに優れている。例えば、Ｔ８焼もどしにおける組成Ｉは一 １９６℃（−３２０６Ｆ）において約１０９　ｋｓｉのｙｓ及び約１１４　ｋｓ ｉのＵＴＳの引張り特性を示す（２０図参照）。これは、宇宙用途に対し重要な 意味を持つ、というのは、この用途では燃料及び酸化剤タンクに極低温合金が必 要であるからである。

第１表 極低温特性 −８０Ｔ３　６３．５　７８．４　１４Ｊ−３２０Ｔ３　逆戻り　６４．７　８ ５．５　１９．５−３２０　７３　７６．７　９３．９　１４．０−ＨＴ４　６ ５．＋　１１７．９　１３．０−３２０　Ｔ４　７５．８　．９９．０　１２． ５−ｇＱ　Ｔ６　逆戻り　３９．８　６５．７　２２．０−８Ｑ　Ｔ６　時効不 足　７９．８　８９．６　７．２−８０　７６　９６．５　１０２．８　２．０ −３２０　７６　逆戻り　４７．８　７９，０　２５．９−３２ｆｌ　Ｔ６　時 効不足　８５．５　９９．６　６．０−３２０　７６　１０１．８　１０？、８ 　２．０−３Ｑ　Ｔ８　逆戻り　５１．８　６９Ｊ　１６．１−８０　７８　時 効不足　８７．８　９４．０　？、０−８０　Ｔ８　９９．０　１０２Ｊ　３． ０−３２０　Ｔ８　逆戻り　６４．７　８５．５　１９．５−３２０　７８　時 効不足　１００．６　１０７．８　４．０−３２０　Ｔｉｔ　１０９．Ｑ　＋１ ４．２　２．０第１表（継続） 極低温特性 −８０７３６０，８７８，１１４，６ −３２０７３７６，９９７，２１３，５−８０７４６４，５８５，７１１，３ −３２０Ｔ４　８０．５　１０６．２　１２．４−８０　７６　逆戻り　４０． ６　６４．９　２２Ｊ−８０Ｔ６　時効不足　７９．０　８９．０　８．６−８ ０　Ｔ６　９５．０　９９．０　４．２−３２０　７６　逆戻り　４４．８　７ ７．９　２８．２−３２０　７６　時効不足　９２．９　１０５．６　８Ｊ−３ ２Ｑ　Ｔ６　１０３．０　＋０９．９　３．７−８０　７８　逆戻り　４９，７ 　６９．７　１７．６−８０　７８　時効不足　８８，４　９５．３　９．３− ８０　丁８　９８．６　１０１．６　５．０−３２０　Ｔ８　逆戻り　５８，３ 　８２，７　１９．８−３２（１’＃　時効不足　Ｈ，５１１０１１１１６−３ ２０７８１１０，９１１８，７５，８−８０Ｔ６２　４３．０　５２．０　＋３ ．０−３２０　７６２　５１．０　７４．０　１４．０−８０　Ｔａ２　５２． ０　７１．０９５−３２０　Ｔａ２　６４．０　８４．０　１２．０組成■の合 金はまた優れた高温特性を示す。例えば、１６時間の最大時効におけるＴ６焼も どしのときに、この合金は１４９℃（３００°Ｆ）において、その強度の大部分 と実用的な大きさの伸び率、すなわち、　７４．４ｋｘｉのＹＳ、７７．０ｋｓ ｉのＵＴ５及び７，５パーセントの伸び率を保持する。

最大付近の時効のＴ８焼もどしのとき、組成Ｉは１４９℃（３００’Ｆ）におい て８４．７ｋｓｉのＹＳ　、８５．１　ｋｓｉのＩＩＴｓ及び５．５パーセント の伸び率を示す（第■表及び２１図参照）。

第■表 高温特性 ３００　Ｔ５　７４．４　７？。０７，５３００　Ｔ８　８４．７　８５．＋　 ５．５５ＨＴ８　４４．５　４５．２　５．５本発明の合金の溶接研究によれば 、合金は容易に溶接され、溶接中に起こる高温割れに対し優れた抵抗性を示す。

組成Ｉのタングステン不活性ガス（ＴＩＧ＋突合わせ溶接物を、溶接材合金２３ １９　（Ａｌ　−６，３Ｃｏ　−０，３Ｍｎ　−０，１５Ｔｉ　−Ｑ、ｌ　Ｖ　 −０，１８２ｒ）を用い１０ｍｍ　Ｘ　］Ｈｍｍ　（３／８×４インチ）の押出 しバ・−から作った。板は堅く束縛されたが、それでも高温割れは観察されなか った。溶接を直流の正極性（ｓｌｒａｉｇｌ＋ｔ　ｐｏｌｘ＋１ｌｙｌ　によっ て行った。

押し抜き通過パラメーター（Ｐｕｎｃｈ　ｐａｓｓ　ｐａ＋ａｍｅｌｃ＋ｓ）は ４．２ａ＋ｍ／秒（１０インチ／分）の移動速度において２４０ボルト　１３． ６アンペアであった。２３１９溶接材［直径１．６ｍｌ　（１／１６−インチ） の棒］は＋７１１ボルト及び１９アンペアにおいて、７．６　ａｍ／秒（１８イ ンチ／分）で溶着部に供給された。溶接性の定量的評価を行うのは困難であるが 、溶接性は２２１９の溶接性に極めて近いようである。このものは　ミル・ハン ドブック　Ｖ（旧り、　ＨＡＮＤＢＯＯＫ　Ｖ）において、′＾′に格付けされ 、その合金が一般的にすべての実用的な手順及び方法によって溶接できることを 示している。

組成■の溶接材及び２３１９溶接材と組成■との溶接物ならびに組成ｘ１の溶接 材及び２３１９の溶接材と組成ｘ１との溶接物に関し機械的性質を測定した。こ れらの合金からの自然時効条件における溶接強度は、溶接可能であると一般的に 考えられている　２２１９〜Ｔ８１及び２５１９−７８７合金のそれらより高い 場合が多かった（第Ｘ表参照）。

第Ｘ表 溶接し放し、ビード除去、自然時効条件における実験的合金の特性 ＶＩ　Ｔ３　ＶＩ　ＧＴＡＷ　３４．８　４＋、０　１．５３７゜４　４］、５ 　１，３ ３６．０　４０．６　１，５ ３４．６　４２．４　２．Ｉ ＶＩ　Ｔ８　ＶＩ　ＧＴＡＷ　３５．１　４１．８　１．９ＶＩ　Ｔ８　２３１ ９　ＧＴＡＷ　３２．２　３７．１　１．２３３．８　４０．７　２．３ ３＋、２　３７．＋　１．５ ＸＩ　Ｔ３　Ｘ［ＧＴＡＷ　３Ｇ、８　４７．９　３．７３８．９　５０．５　 ４，４ ３５．６　４９．９　６．３ ＸＩ　Ｔ８　ＸＩ　ＧＴＡＷ　３６．２　４４．０　２．２３６．９　４７．ｆ ｌ　３．＋ ３６．４　４９．９　５．’Ｏ ＸＩ　Ｔ８　２３］９　ＧＴＡＷ　３１．０　４３．４　３．９３３．０　４５ ．０　３．９ ３１．８　４０Ｊ　２．６ （母材は９．５１バーから採取された。）２５＋９　Ｔａ２　２３１９　ＧＭＡ Ｗ　３［１，３４３，７４，４２５＋９　Ｔａ２　２３１９　ＧＭＡＷ　２７． ３　４３．４　３．６（母材は１９　ｍｍの板から採取された。）２２１９　Ｔ ｉ１ｌ　２３１９　ＧＭＡＷ　２６．０　３８．０　３．０２２１９　Ｔａ２　 ２３１９　ＧＭＡＷ　３４．０　４＋、８　２．０（母材は９．５ｍｍ＋の板か ら採取された。）高強度アルミニウム合金は一般的に各種の腐食、特に応力腐食 割れ（ＳＣＣ）に対する抵抗が弱い、そのため多くの、先端技術による合金の使 用が制限されている。これに反し、本発明の合金はＳＣＣ試験において有望な結 果を示す。組成工に対する応力対破損一時間の試験（Ａ３７Ｍ規格Ｇ４９、試験 期間に関してはＡ５７Ｍ規格Ｇ６４）によれば、４つのＬＴ（長い横方向の）供 試体に、っぎの応力水準、５０　ｋ＋ｉ、３７　ｋ目、及び２０　ｋ日のそれぞ れが負荷されているときに、すべてのものが規格の４０日間反復浸せき試験に生 き残った。このことは重大である。というのは２０２４及び２０１４のような既 存の航空宇宙合金の耐力強度にほぼ同じ応力水準において優れたＳＣＣ抵抗を実 証Ｉ、ているからである。さらに、組成ＩはＴ８焼もどしにおいて人工最大時効 の８０９０に匹敵するＳＣＣ抵抗を持つ、しかしそれは２５〜３０　ｋｉｉ高い 強度水準においてである。

２　ｙ、　Ｘ　Ｘ＾１合金の剥離感受性に対する試験であるＥＸＣＯ試験（＾５ ＴＩＩ規格Ｇ３４）は、合金組成ＩがＥＡに格付けされることを示している。こ れは、剥離腐食に対し感受性が極めて少ないことを示す。

本発明に関する前述の説明を、本技術分野の精通者が修正し、変更し、そして適 応させ得ることは明白であるが、それらは以下の請求の範囲によって規定される 発明の精神及び範囲に含まれると考えるべきである。

（Ｃ） 温　度　（０Ｆ） （６Ｃ） ＦＩＧ、１ 硬　度　（Ｒ，） 伸び率　（％） 伸び率　（％） ＦＩＧ、　５ Ｍｇ　（ｗｔ、％） ＦＩＧ、　６ Ｍｇ　（ｗｔ、％） ＦＩＧ、　７ Ｍｇ　（ｗｔ、％） ＦＩＧ、８ 強　度　（ＭＰａ） 強　度　（ＭＰａ） 強　１’ｆ　（ｋｓｉ）　伸び率　（％）０　０．２　０．４　０．６　０．８ ０　０．２　０．４　Ｑ、６　０．８ Ｍｇ　（ｗｔ、％） ＦＩＧ、１１ ０　０．２　０．４　０．６　０．８ Ｍｇ　（ｗｔ１％） Ｍｇ　（ｗｔ、％） ＦＩＧ、１３ 硬　度　（日日） ＦＩＧ、　１５ Ｃｕ　（ｗｔ％） Ｃｕ　（ｗｔ％） ＦＩＧ、１８ ＦＩＧ、＋９ 国際調査報告 一一ψψψ＾ｅｍｗ−ｍｍｖ　ＰＣＴ／ｌ’ｓ　８９１０３）１２国際調査報告

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　本質的に５．０〜７．０重量パーセントのＣｕ、０．１〜２．５重量パーセ ントのＬｉ、０．０５〜４重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量パーセ ントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，ＴｉＢ ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム及び付 随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ２　細粒化剤が約０．０５乃至約０．５重量パーセント含まれる請求の範囲第１ 項に記載の合金。 ３　細粒化剤が約０．０８乃至約０．０２重量パーセント含まれる請求の範囲第 １項に記載の合金。 ４　Ｍｇ約。．２乃至約１．５重量パーセント含まれる請求の範囲第１項に記載 の合金。 ５　Ｌｉが約０．５乃至約２．０重量パーセント含まれる請求の範囲第４項に記 載の合金。 ６　Ｌｉが約１．０乃至約１．４重量パーセント含まれる請求の範囲第４項に記 載の合金。 ７　Ｍｇが約０．３乃至約０．５重量パーセント含まれる請求の範囲第１項に記 載の合金。 ８　Ｌｉが約０．５乃至約２．０重量パーセント含まれる請求の範囲第７項に記 載の合金。 ９　Ｌｉが約１．０乃至約１．４重量パーセント含まれる請求の範囲第７項に記 載の合金。 １０　細粒化剤がＺｒを含む請求の範囲第１項に記載の合金。 １１　細粒化剤がＴｉを含む請求の範囲第１項に記載の合金。 １２　本質的に、５．０〜６．５重量パーセントのＣｕ、０．１〜２．５重量パ ーセントのＬｉ、０．０５〜４重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量パ ーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔ ｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選はれるもの、残部のアルミニウム及 び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 １３　Ｍｇが約０．２乃至約１．５重量パーセント含まれる請求の範囲第１２項 に記載の合金。 １４　Ｃｕが約５．２乃至約６．５重量パーセント含まれ、Ｌｉが約０．８乃至 約１．８重量パーセント含まれ、そしてＭｇが約０．２５乃至約１．０重量パー セント含まれる請求の範囲第１３項に記載の合金。 １５　Ｌｉが約１．０乃至約１．４重量パーセント含まれる請求の範囲第１３項 に記載の合金。 １６　Ｍｇが約０．３乃至約０．５重量パーセント含まれる請求の範囲第１２項 に記載の合金。 １７　Ｌｉが約０．５乃至約２．０重量パーセント含まれる請求の範囲第１６項 に記載の合金。 １８　Ｌｉが約１．０乃至約１．４重量パーセント含まれる請求の範囲第１６項 に記載の合金。 １９　細粒化剤が約０．０５乃至約０．５重量パーセントのＺｒを含む請求の範 囲第１２項に記載の合金。 ２０　本質的に、５．４〜６．３重量パーセントのＣｕ、０．１〜２．５重量パ ーセントのＬｉ、０．０５〜４重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量パ ーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔ ｉＢ２からなる群から選ばれるもの及びそれらの混合物、残部のアルミニウム及 び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ２１　Ｍｇが約０．２乃至約１．５重量パーセント含まれる請求の範囲第２０項 に記載の合金。 ２２　Ｌｉが約０．５乃至約２．０重量パーセント含まれる請求の範囲第２１項 に記載の合金。 ２３　Ｌｉが約１．０乃至約１．４重量パーセント含まれる請求の範囲第２１項 に記載の合金。 ２４　Ｍｇが約０．３乃至約０．５重量パーセント含まれる請求の範囲第２０項 に記載の合金。 ２５　Ｌｉが約０．５乃至約１．７重量パーセント含まれる請求の範囲第２４項 に記載の合金。 ２６　Ｌｉが約１．０乃至約１．４重量パーセント含まれる請求の範囲第２４項 に記載の合金。 ２７　細粒化剤が約０．０８乃至約０．２重量パーセントのＺｒを含む請求の範 囲第２０項に記載の合金。 ２８　組成Ａ１−６．３Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒによって 本質的に構成されるアルミニウム系合金。 ２９　組成Ａ１−５．０Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒによって 本質的に構成されるアルミニウム系合金。 ３０　組成Ａ１−５．３Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒによって 本質的に構成されるアルミニウム系合金。 ３１　組成Ａ１−６．３Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．６Ｍｇ−０．１４Ｚｒによって 本質的に構成されるアルミニウム系合金。 ３２　組成Ａ１−５．４Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒによって 本質的に構成されるアルミニウム系合金。 ３３　組成Ａ１−５．４Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒ−０．０ ３Ｔｉ−０．４Ｍｎによって本質的に構成されるアルミニウム系合金。 ３４　本質的に、５．０〜７．０重量パーセントのＣｕ、０．１〜２．５重量パ ーセントのＬｉ、０．０５〜４重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量パ ーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ、Ｎｂ，Ｂ，Ｔ ｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、０．０１〜１．５重量 パーセントの１種以上の補助的元素であってＳｎ，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｇｅ，Ｂｅ，Ｓ ｒ，Ｃａ，Ｉｎ，からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム及び付随的 不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ３５　組成Ａ１−５．４Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒ−０．０ ３Ｔｉ−０．２５Ｚｎを持つ、請求の範囲第３４項に記載の合金。 ３６　組成Ａ１−５．４Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒ−０．０ ３Ｔｉ−０．５Ｚｎをもつ、請求の範囲第３４項に記載の合金。 ３７　組成Ａ１−５．４Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒ−０．０ ３Ｔｉ−０．２Ｇｅを持つ、請求の範囲第３４項に記載の合金。 ３８　組成Ａ１−５．４Ｃｕ−１．３Ｌｉ−０．４Ｍｇ−０．１４Ｚｒ−０．０ ３Ｔｉ−０．１Ｉｎを持つ、請求の範囲第３４項に記載の合金。 ３９　本質的に、５．０〜７．０重量パーセントのＣｕ、０．１〜２．５重量パ ーセントのＬｉ、０．０５〜４重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量パ ーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔ ｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム及 び付随的不純物で構成される、冷間加工され、人工時効処理されたアルミニウム 系合金であって、固溶体の母体中に本質的にＴ１析出物からなるミクロ組織を含 む合金。 ４０　本質的に、３．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ４１　細粒化剤が約０．０５乃至約０．５重量パーセント含まれる請求の範囲第 ４０項に記載の合金。 ４２　に細粒化剤が約０．０８乃至約０．２重量パーセント含まれる請求の範囲 第４０項に記載の合金。 ４３　細粒化剤がＺｒ，Ｔｉ，またはそれらの組み合わせを含む請求の範囲第４ ０項に記載の合金。 ４４　本質的に、３．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３−０．５重量パーセントのＭｇ、０．０５〜０．５重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ１，Ｎｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２からなる群から選ばれるもの及びそれらの混合物、残部のアルミニウ ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ４５　細粒化剤が約０．０８乃至約０．２重量パーセント含まれる請求の範囲第 ４４項に記載の合金。 ４６　細粒化剤がＺｒ，Ｔｉまたはそれらの組み合わせを含む請求の範囲第４４ 項に記載の合金。 ４７　本質的に、４．０〜６．５重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３〜０．５重量パーセントのＭｇ、０．０８〜０．２重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ１，Ｎｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選はれるもの、残部のアルミニウ ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ４８　細粒化剤が２ｒ，Ｔｉまたはそれらの組み合わせを含む請求の範囲第４７ 項に記載の合金。 ４９　本質的に、４．５〜６．３重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３−０．５重量パーセントのＭｇ、０．０８〜０．２重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ， ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム 及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ５０　細粒化剤がＺｒ，Ｔｉ，またはそれらの組み合わせを含む請求の範囲第４ ９項に記載の合金。 ５１　本質的に、３．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｉ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉ Ｂ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、０．０１〜１．５重量パ ーセントの１種以上の補助的元素であってＳｎ，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｇｅ，Ｂｅ，Ｓｒ ，Ｃａ，Ｉｎ，からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム及び付随的不 純物で構成されるアルミニウム系合金。 ５２　本質的に、３．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選はれるもの、残部のアルミニウ ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工され、人工時効処理されたアルミニ ウム系合金であって、固溶体の母体中に本質的にＴｉ折出物からなるミクロ組織 を含む合金。 ５３　本質的に、４．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３〜０．５重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ， ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム 及び付随的不純物で構成される、冷間加工され、自然時効処理されたアルミニウ ム系合金であって、Ｔ３焼もどしにおいて約５５乃至６５Ｋｓｉの範囲内の降伏 強さ、約７０乃至約８０Ｋｓｉの範囲内の極限引張り強さ、及び約１２乃至約２ ０パーセントの範囲内の伸び率を持つ合金。 ５４　本質的に、４．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３〜０．５重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ， ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム 及び付随的不純物で構成される、冷間加工されることなく、自然時効処理された アルミニウム系合金であって、Ｔ４焼もどしにおいて約５６乃至約６８Ｋｓｉの 範囲内の降伏強さ、約８０乃至約９０Ｋｓｉの範囲内の極限引張り強さ、及び約 １２乃至約２０パーセントの範囲内の伸び率を持つ合金。 ５５　本質的に、４．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３〜０．５重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，ＮＢｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２からなる群から選ばれるもの及びそれらの混合物、残部のアルミニウ ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工されることなく、人口時効処理され たアルミニウム系合金であって、Ｔ６焼もどしにおいて約８０乃至約９０ｋｓｉ の範囲内の降伏強さ、約８５乃至約１０５ｋｓｉの範囲内の極限引張り強さ、及 び約２乃至約１０パーセントの範囲内の伸び率を持つ合金。 ５６　本質的に、４．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３〜０．５重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ， ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム 及び付随的不純物で構成される、冷間加工され、人工時効処理されたアルミニウ ム系合金であって、Ｔ８焼もどしにおいて約８８乃至約１００ｋｓｉの範囲内の 降伏強さ、約８８乃至約１０５ｋｓｉの範囲内の極限引張り強さ、及び約２乃至 約１０パーセントの範囲内の伸び率を持つ合金。 ５７　本質的に、３．５〜７．０重量パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｙ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉ Ｂ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム及び 付随的不純物で構成される溶接可能なアルミニウム系合金。 ５８　Ｃｕが約４．０乃至約７．０重量パーセント含まれる請求の範囲第５７項 に記載の溶接可能な合金。 ５９　Ｃｕが約４．５乃至約７．０重量パーセント含まれる請求の範囲第５７項 に記載の溶接可能な合金。 ６０　本質的に、３．５〜５．０重量パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ ム及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ６１　Ｌｉに対するＣｕの重量パーセント比が約２．５より大である請求の範囲 第６０項に記載の合金。 ６２　Ｌｉに対するＣｕの重量パーセント比が約３．０より大である請求の範囲 第６０項に記載の合金。 ６３　細粒化剤が約０．０５乃至約０．５重量パーセント含まれる請求の範囲第 ６０項に記載の合金。 ６４　細粒化剤が約０．０８乃至約０．２重量パーセント含まれる請求の範囲第 ６０項に記載の合金。 ６５　細粒化剤がＺｒ，Ｔｉ，またはそれらの組合わせを含む請求の範囲第６０ 項に記載の合金。 ６６　本質的に、３．５〜５．０重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３〜０．５重量パーセントのＭｇ、０．０５〜０、５重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ， ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム 及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ６７　Ｌｉに対するＣｕの重量パーセント比が約３．０より大である請求の範囲 第６６項に記載の合金。 ６８　細粒化剤が約０．０８乃至約０．２重量パーセント含まれる請求の範囲第 ６６項に記載の合金。 ６９　細粒化剤がＺｒ，Ｔｉまたはそれらの組合わせを含む請求の範囲第６６項 に記載の合金。 ７０　本質的に、４．０〜５．０重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３〜０．５重量パーセントのＭｇ、０．０８〜０．２重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ， ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム 及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ７１　細粒化剤がＺｒ，Ｔｉまたはそれらの組合わせを含む請求の範囲第７０項 に記載の合金。 ７２　本質的に、４．５〜５．０重量パーセントのＣｕ、１．０〜１．４重量パ ーセントのＬｉ、０．３〜０．５重量パーセントのＭｇ、０．０８〜０．２重量 パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ， ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム 及び付随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ７３　細粒化剤がＺｒ，Ｔｉまたはそれらの組合わせを含む請求の範囲第７２項 に記載の合金。 ７４　本質的に、３．５〜５．０重量パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、１．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、０．０１〜１．５ 重量パーセントの１種以上の補助的元素であってＳｎ，Ｚｎ，Ｃｄ．Ｇｅ，Ｂｅ ，Ｓｒ，Ｃａ，Ｉｎ，からなる群から選はれるもの、残部のアルミニウム及び付 随的不純物で構成されるアルミニウム系合金。 ７５　本質的に、３．５〜５．０重重パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ．Ｖ，Ｎｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウ ム及び付随的不純物で構成される、冷間加工され、人工時効処理されたアルミニ ウム系合金であって、固溶体の母体中に本質的にＴ１析出物からなるミクロ組織 を含む合金。 ７６　本質的に、３．５〜５．０重量パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ ，ＴｉＢ２及びそれらの混合物からなる群から選はれるもの、残部のアルミニウ ム及び付随的不純物で構成される溶接可能なアルミニウム系合金。 ７７　Ｃｕが約４．０乃至約５．０重量パーセント含まれる請求の範囲第７６項 に記載の溶接可能な合金。 ７８　Ｃｕが約４．５乃至約５．０重量パーセント含まれる請求の範囲第７６項 に記載の溶接可能な合金。 ７９　本質的に、３．５〜５．０重量パーセントのＣｕ、０．８〜１．８重量パ ーセントのＬｉ、０．２５〜１．０重量パーセントのＭｇ、０．０１〜１．５重 量パーセントの細粒化剤であってＺｒ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉ Ｂ２及びそれらの混合物からなる群から選ばれるもの、残部のアルミニウム及び 付随的不純物で構成される極低温用アルミニウム系合金。