JPH06500602A - 改良リチウムアルミニウム合金系 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 改良リチウム梗アルミニウム合金系 光尻■公団 本発明は改良アルミニウムーリチウム合金系に関し、とくにマグネシウムと亜鉛 とを含むリチウム−アルミニウム合金であって、航空機および航空宇宙船用に好 適な、一層すぐれた引張り強さを持つ低密度合金に関するものである。

光ユ重宜量 航空機産業では、航空機の重量を低減する最も効果的な方法の一つは、航空機組 立てに用いるアルミニウム合金の密度を低めることであると一般に認められてい る。この合金密度を低減する目的でリチウムの添加が行われている。しかし、ア ルミニウム合金へのリチウムの添加には問題がないとは言えない。たとえば、ア ルミニウム合金にリチウムを加えると、延性および破壊靭性の低下をきたすこと が多い、航空機の機体部分に使用する場合には、リチウム含有合金がすぐれた延 性および破壊靭性と強度特性をもつことが欠かせない条件となる。

従来の合金について言えば、航空機用に通常使用されるＡＡ（アルミニウム協会 ）タイプ２０２４−Ｔ３Ｘおよび７０５０−ＴＸ等の従来合金の採用実績からす れば、高強度およびすぐれた破壊靭性をめることは、きわめて難しいように思わ れる。たとえば、Ｊ、Ｔ、５ｔａｌｅｙ発表によるくく高強度アルミニウム合金 の微細構造と靭性〉〉と題する破壊靭性関連特性についての報告、　ＡＳＴＭＳ ＴＰ　６０５．１９７６年ページ７１−１０３によれば、ＡＡ２０２４シートの 場合、一般に強度の増大につれ靭性の低下することが示されている。また同報告 には、ＡＡ７０５０プレートについても同じであると述べられている。好ましい 合金は、靭性を僅か低めるかまたは全く低減させずに強度を高めることができる ものであり、または、強度と靭性の一層好ましい組合せを得るために、強度を高 めたときに靭性をコントロールするプロセス段階をとることができるようなもの である。

さらに一層理想的なのは、強度と靭性の組合わせによりその密度が５から１５％ 程度低減したアルミニウムーリチウム合金を得ることである。この種の合金はそ の軽量性と高強度、靭性とにより、大きな燃料節約の期待される、航宙産業に広 く利用される。

したがって靭性をほとんどまたは全く犠牲にすることなく高い強度特性が得られ 、あるいは強度を高めた場合でも靭性を調節できる特性が得られれば注目すべき ユニークなアルミニウムーリチウム合金製品が得られることになる。

リチウムをアルミニウム合金類に添加すると、その密度を低め、その弾性率を高 めることにより比剛性が著しく改良されることが知られている。さらに、０°か ら５００℃の温度範囲内では、アルミニウム中へのリチウムの固体溶解性が急増 するため、沈殿硬化容易な合金系が得られ、これは既存の商業化アルミニウム合 金に匹敵する強度レベルに達する。しかし、リチウム含有合金で十分認められる 利点も、破壊靭性および延性に限界のあること、表層剥離問題または応力腐蝕亀 裂抵抗の低下等の欠点のため相殺され勝ちであった。

したがって航空宇宙分野での使用は、４種のリチウム含有合金のみに限られてき た。このものは米国の二種の合金Ｘ２０２０と２０９０、英国の合金８０９０お よびロシアの合金０１４２０である。

Ａ　Ｉ−４，５Ｃｕ　−１，１Ｌ　ｉ　−０，５Ｍｎ　−０，２Ｃｄ＆ｉ成構造 の米国の合金Ｘ２０２０　（以下、組成数値はすべて重量％で示す）は１９５７ 年に登録されている。Ｘ２０２０に１．１％のリチウムを添加した場合の密度低 減は３％であり、たとえ合金がきわめて高強度を発現することがあっても、依然 破壊靭性はきわめて低レベルであり、高応力での有効利用はのぞみがたい。さら に、延性に伴う欠陥問題が成形時点で見受けられる。そこで、この合金は１９７ ４年以降公式に採用されなくなった。

Ａ　Ｉ　−２，４〜３．ＯＣｕ　−１，９〜２．６　Ｌ　ｉ　−０，０８〜０． １５２　ｒ組成の別の米国の合金２０９０は１９８４年、アルミニウム協会で登 録されている。この合金は高強度を示すが、破壊靭性は低く、横方向延性も劣り 、剥離欠陥が伴う結果、この２０９０合金の広範囲の商業利用は限定されている 。

Ａ　１−１．０〜．１６　Ｃｕ　−０，６〜１．３　Ｍｇ　２．２〜２．７　Ｌ 　ｉ　−０゜０４〜０．１６Ｚｒ組成で示される英国の合金８０９０は１９８８ 年アルミニウム協会で登録されている。２．２から２．７重量％のＬｉ含有に伴 う密度低減効果は顕著である。しかし、破壊靭性と応力腐蝕亀裂抵抗とが劣ると ともに、その強度性能に制約があるため、この合金８０９０の航空宇宙船および 航空機用の合金としての広範利用も制約されている。

Ａ　Ｉ　−４〜７Ｍｇ　１．５〜２．６　Ｌ　ｉ　−０，２〜１．０　Ｍｎ　− ０，０５〜０．３　Ｚ　ｒ　（ＭｎおよびＺｒの一方もしくは両方を含有）組成 をもつロシアの合金０１４２０は、Ｆｒｔｄｌｙａｎｄｅｒらの出願による英国 特許第１，１７２，７３６号に記載されている。このロシアの合金０１４２０の 比弾性率は従来合金の弾性率よりもすぐれているが、その比強度特性は通常使用 の２０００タイプのアルミニウム合金と同程度に過ぎず、したがって重量節約効 果は剛性の限界利用の場合のみに限られる。

さらに公知のごとく、アルミニウム合金中、リチウムとともにマグネシウムを添 加することにより、合金の強度を高め密度を低めることができるが、・二の種の 元素自体は別種第二元素を加えないと、十分な強度を発現するに至らない、銅お よび亜鉛等の第二元素は、沈殿硬化作用を高める。ジルコニウムは粒度調整に役 立ち、珪素および遷移金属元素は２００℃までの中間温度における熱安定性を保 証する。た−しアルミニウム合金中へのこれら元素の添加は困難とされている。

その理由は液状アルミニウム中での反応性にあり、この作用により通常の鋳造時 に粗くて複雑な金属間相が形成されやすいためである。

このようにして、航空機、航宙機産業用の構造材として成形できる低密度アルミ ニウム系合金の製造開発の努力がなされて来た。

本発明による合金は、この技術的要請を満たすものと信する。

主ユ夏！ｈ したがって本発明の目的の一つは、リチウムとマグネシウムを含む低密度、高強 度のアルミニウム基材合金を提供することにある。

本発明の他の目的は、限界量のリチウム、マグネシウム、銀および亜鉛を含む低 密度、高強度のアルミニウムを基材とする合金を提供することにある。

本発明のさらに別の目的は、この種合金の製造方法と航空機および航宙機構造部 材への利用方法の提供にある。

本発明のその他の目的と利点とについては、以下の記載により明らかにする。

前記目的と利点とを達成しうる本発明のアルミニウム系合金は、本質的にＭｇａ 　Ｌ　ｉｂ　Ｚｎｅ　Ａｇａ　Ａ　Ｉｂａｔの組成式であられされ、式中、ａ、 ｂ、ｃ、ｄ、およびｂａｌは合金中に含まれる元素の量を示し、この場合ａは０ ．５から１０％、ｂは０．５から３．０％、Ｃは０．１から５．０％、ｄは０． １０から２．０％範囲の含有量をあられし、ｂａｌは組成の残余がアルミニウム であることを示す。たソ°シこの場合の条件として、合金元素の総量は１２．０ 重量％を超えず、さらにａが７．０からｉｏ、ｏ％範囲にある場合、ｂは２．５ ％を超えることができず、Ｃは２．０％を超えることはできない。

本発明はまた、 ａ）合金のインゴットを鋳造する段階と、ｂ）インゴットの応力を除去する段階 と、Ｃ）インゴットを加熱し放冷することにより結晶粒子構造を均質化する段階 と、 ｄ）目標ゲージまで熱間圧延する段階と、ｅ）昇温下で均熱する段階と、 ｆ）急冷する段階と、 ｇ）所望の長さに伸長する段階と、 ｅ）時効化する段階と から成る合金組成物の製造方法を提供する。

また本発明によれば航空機および構造材料への上記合金組成物の使用が挙げられ る。

好］遺差窮−９説朋、 本発明は基本成分としてマグネシウム、リチウム、亜鉛、および銀を含む他、場 合により粒度調整用の、また再結晶の際には粒子成長コントロール用の添加剤を 加えた、低密度アルミニウム系合金を提供するものである０本発明のアルミニウ ム基材の低密度合金は、基本的に弐Ｍｇａ　Ｌ　ｉ＋ｎ　Ｚｎｃ　Ａｇａ　Ａ　 １ｂａｌであられされ、式中ａは０．５から１０％、ｂは０．５から３．０％、 Ｃは０．１から５．０％、ｄは０，１０から２．０％の範囲にあり、ｂａｌは組 成の残余がアルミニウムであることをあられす、たソ゛シ合金元素の総量は１２ ．０重量％を超えず、さらにａを７．０から１０．０％の範囲内とした場合、ｂ は２．５％を超えることができず、またＣは２．０％を超えることはできない。

本発明による好適な合金組成物は、ａが４．０から６．５　、ｂは１゜５から２ ．２　、Ｃは０，３から１．５　、ｄは０．３から１．０％、残余はアルミニウ ムである。

本発明による好ましい低リチウム合金は、ａが７．０から１０．０、ｂは１．０ から１．５、Ｃは０．３から１．０　、　ｄは０．３から１．０、残りはアルミ ニウムである組成物である０本発明による好適な高リチウム合金は、ａが３，０ から５．５　、ｂが２．２から３．０、Ｃが０．３から１．０　、　ｄが０．３ から１．０、残りをアルミニウムとする組成物である。

本発明による好適な低マグネシウム、低リチウム合金は、ａが２．０から３．０ 　、ｂが１．０から２．０　、Ｃが４．０から６．０　、ｄが０．３から１．０ 、残りをアルミニウムとする合金である。

最も好ましい組成は、下式 Ｍｇａ　Ｌ　ｉｂ　Ｚｎｃ　Ａｇａ　Ｚ　ｒｅ　Ａ　Ｉｂａｔであられされ、式 中ａが４．４　、ｂが１．８　、Ｃが０．５　、　ｄが０．３　、ｅが０．１４ 、ｂａｌ　はその残余をあられす。この合金の密度は０．０９１１ｂｓ／ｉｎ３ である。

本発明の合金には、機械加工後の熱処理操作中再結晶に対する粒度調節用として 、ジルコニウム、マンガン、クロム、ハフニウム、スカンジウム、チタン等の元 素を添加できる。

粒度の調節と再結晶防止用としてのジルコニウムの添加は効果的で経済的にも有 利な方法であることが認められている。ジルコニウム含有合金の強度と延性の改 良効果は、ジルコニウムの使用により形成される非再結晶粒子組成に直接関連す るためと思われる。好ましいジルコニウムの添加割合は０．１０から０．２重量 ％と見られる。その他の調質元素は最大０．１重景％の添加が可能である。

マンガンは０．１から１．０重量％、ハフニウムは０゜１から０．５重量％、ス カンジウムは０．１から０．８重量％、チタンは０．０１から０．２重量％、ク ロムは０．１から０．５重量％の添加が許容される。（上記元素は単一元素とし て加えてもよく、または複数組合わせ添加しても差し支えない） 上記のごとく合金元素の添加量を調節して合金組成物が得られる一方、のぞまし いことは、特殊な操作方法により強度と破壊靭性との理想的特性を備えた合金を 得ることである。したがって、こ＼で記載する合金はできれば連続鋳造方式によ り鋳造品向けに現在利用される、鋳造技術を用い、好適な錬成品（−ｒｏｕｇｈ ｔ　ｐｒｏｄｕｅｔ　）製造用のインゴットまたはビレットとして供給すること ができる。こ＼で付記したい点は、上記の範囲にある組成の粉末アルミニウム合 金のごとく、微細粒子を団結させたビレット形態でこの合金を供給できることで ある。粉末または粒子材料は微粒化、機械的合金形成、および溶融スピンプロセ スを使って得ることができる。インゴットまたはビレットは前もって加工、成形 し、事後の加工操作用の好適な素材として供給できる。主加工操作に先き立ち、 合金素材は均質化にかけ金属の内部構造を均質にする。

均質化温度は６５０から９３０”Ｆの範囲である。

この均質化温度範囲内での望ましい時間は約２０時間または以上である０通常、 昇温と均質化処理は、４０時間以上継続すべきではない。しかし、上記時間以上 になっても通常は支障はない。

均質化温度下で２０〜４０時間が適当であることが分かった。成分を溶解させ加 工性を高めることに加え、上記均質化処理は重要であり、これにより最終的に粒 子構造の調節に役立つ分散質の沈殿が行われると信じられている。

均質化処理を行ったのち、金属を圧延し、または押出その他の加工を行って、シ ート、プレート、押出品等のストック、または最終製品形成用に好適なその他の ストックを製造する。

このことは、インゴットを均質化させた後に、インゴットを熱間加工したり、熱 間圧延できることを意味する。熱間圧延は７００°から９５０’Ｆ温度の範囲の もとで実施してよく、この７００°から９５０°Ｆの温度範囲が代表的温度とさ れる。熱間圧延により、圧延装置の能力にもよるが、インゴットの厚さを当初厚 みの１７４まで低めることができ、または目標ゲージ厚さまで減することができ る。さらにゲージを低める場合は、冷間圧延が用いられる。熱間または冷間圧延 を使えば最終ゲージ厚みが得られる。

シート形態の圧延材料は０．２５から５時間かけて、９６０°から１０４０°Ｆ 範囲の温度で溶体化処理を行うのが好ましい、最終製品およびこの製品の成形操 作に必要な所望の強度と破壊靭性を得るためには、製品を急冷して、補強相の未 調整の沈殿をなくすか、または最小にする必要がある。この結果、本発明の実施 に当っては、急冷速度は溶体化温度から約２００”以下の温度まで、少くとも１ ００°Ｆ／秒とするのがのぞましい。好ましい急冷速度は９００”Ｆ以上の温度 域から２００”Ｆ以下の温度域まで少（とも２００”Ｆ／秒である。金属が約２ ００°Ｆの温度に達した後はこの時点で空冷を行ってよい。本発明による合金が たとえばスラブキャストかロールキャストである場合は、例えば前記した段階の 一部または全部を省略することができ、これは本発明の範囲内であると考えられ る。

前述したような溶体化処理および急冷操作の後、改良シート、プレートまたは押 出品その他の錬成品を人工時効化させて強度を改良する。この場合、破壊靭性は かなりの程度低下する。強度の向上に伴う破壊靭性ロスを極力低めるには溶体化 処理、急冷処理合金製品、特にシート、プレート、または押出品は室温下で延伸 するのが好ましい。

本発明による合金製品を加工したのち、これを人工時効化させ、航空機部材とし て強く要請される破壊靭性と強度とを組合せたものを提供する。これは、シート 、プレートまたは成形品を１５０”から４００”Ｆ範囲の温度で、さらに降伏強 さを高める十分な時間処理することにより達せられる。好ましくは、人工時効化 は合金製品を少くとも３０分間、２７５”から３７５”Ｆ範囲の温度にして行う 。

適当な時効化の実際は、約３４０°Ｆ温度下で、約８から２４時間と予測される 。さらに付記すると、本発明による合金製品は自然時効化を含む公知の典型的な アンダーエイジング処理のどのタイプのものにも適用できる。また単一の時効化 ステップの他に、二回または三回の複数の時効化ステップも考えられ、延伸また はこれに類する加工手段を上記時効化処理前、または処理後にも採用することが できる。

本発明によるＭｇ　Ｌｉ−Ａｇ−Ｚｎ含有のアルミニウム合金は低密度、高強度 合金という顕著な特性を提供するものである。

とくに本発明による合金組成物は、結局引張強さくＵＴＳ）に関して条件により ６９から７２ｋｓｉ　と変化するが、７２ｋｓｉ　という高い結局引張強さを示 し、６３〜６６ｋｓｉの範囲で量大６６ｋｓｉの引張降伏強さくＴＹＳ）を示し 、その伸び率は９％にまで達する。上記数値は低密度合金組成物としては顕著な 特性値であり、航空機、航宙機用構造部材としてこの合金を成形することができ る。とくにリチウム、マグネシウム、亜鉛および銀等の合金元素を組合わせ、か つ、その量を臨界的にコントロールすることにより、すぐれた引張強さと伸びを 示す低密度合金を得ることができることが見出された。本発明による合金の密度 は０．０９１１ｂｓ／ｉｎ３と低く、その範囲は０．０８９１ｂｓ／ｉｎ”から ０．０９５１ｂｓ／ｉｎ３にある。

発明の好ましい態様によれば、合金を溶融状態にしたのち、鋳造してインゴット とする。インゴット中の応力は、温度６００ｅから６５０”Ｆで、６〜１０時間 加熱して除去する。ついでインゴットを温度６５０°Ｆから１０００”Ｆの下５ ０　”Ｆ　／時で均質化させ、ついで９００〜９７５°Ｆで２０〜５０時間均熱 化した後空冷する。このあと、圧延、押出等の従来の機械的変形技術により、合 金を利用可能部材に変換する０合金は熱間圧延処理することができ、好ましくは ９００”Ｆで加熱圧延し、９００　”Ｆと７００”Ｆとの温度範囲内で最終寸法 とする。熱処理には１０００’Ｆで一時間均熱化し、ついで冷水で急冷する。合 金は圧延ずみであるため、延伸操作により、５〜６％の伸びは一般に即座に得ら れる。ついでアルミニウム合金は種々の条件下で時効化処理できるが、ピーク強 度を得る場合は３４０”Ｆ、８時間が好ましく、過時効を得るには、３４０°Ｆ で１６〜２４時間とするのが好ましい。

その破壊靭性およびその他の工学的性質を比較的高レベルに保持したま一５材料 の強度を高めるには時効化を行う、この発明によれば高強度がのぞましいため、 そのピーク強度を得るには３４０’Ｆで４〜Ｉ２＃間、合金の時効化を行う。温 度を高くすると、所望の強度を得るのに低温の時効化温度の場合よりも短時間で 済む。

合金について上記処理を行うと、６３〜６６ｋｓｉの引張降伏強さおよび６９〜 ７２ｋｓｉの結局降伏強さを持つＡ　Ｉ　−Ｌ　ｉ合金が得られる。

以下に実施例をかかげて本発明を説明するが、本発明はこれに限定されるもので はない、この実施例および明細書において、部はとくに明記しない限り重量部を あられす。

裏崖医 以下の手順に従って３つの複製合金をつくった。マグネシウム４３４％、リチウ ム１．８％、亜鉛０．５％、１！０．３％、ジルコニウム０．１４％を含有し、 残部がアルミニウムのアルミニウム合金を調製した。この合金を鋳造して３０ポ ンドの永久鋳型鋳造のインゴットとした。このインゴットを６５０°Ｆで８時間 加熱処理して応力を除去した。このあと、インゴットは５０”Ｆで６５０°Ｆか ら９３０’Ｆまで加熱均質化させ、ついで９３０′″Ｆで３６時間均熱した０次 にインゴットを空冷し、９００°Ｆで熱間圧延して、７００°Ｆから９００°Ｆ 温度範囲のもとに０．３７５インチの最終寸法とした。つぎに熱間圧延したイン ゴットを１０００°Ｆで１時間均熱して、冷水で急冷したのち、直ちに５．６％ 延伸した。このインゴットは本実施例に従って調製した３組のインゴットについ て、以下条件のもとに時効化を行った。

１、　ピーク強度を得る条件として３４０”Ｆ／８時間２、過時効条件として３ ４０”Ｆ／１６時間３、過時効条件として３４０　”Ｆ　／２４時間何れの場合 も、時効化中の加熱速度は５０”Ｆとした。

本実施例により得られたインゴットを使って、次に結局引張強さくＵＴＳ）　、 ０．２％オフセット引張降伏強さくＴＹＳ）および伸び率の測定を行った０次表 にその測定結果を示すが、表中ＵＴＳは結局引張強さを、ＴＹＳは引張降伏強さ を、また、Ｅｌは伸び率をあられす、引張強さの試験には直径０．２５インチの 円形引張試験片を用いた。引張り伸び値は長さ１インチの寸法のものからめた。

機械的特性値 （複製供試片による平均値） ＵＴＳ　ＴＹＳ　Ｅｌ ピーク時効化条件　７２　ｋｓｉ　６６　ｋｓｉ　９％（３４０＠Ｆ／　８時間 ） 過時効条件　６９．４ｋｓｔ　６４．４ｋｓｔ　９％（３４０°Ｆ７１６時間） （３４０°Ｆ７２４時間）　６９．８ｋｓｉ　６３．３ｋｓｉ　９％本発明によ れば、この発明のアルミニウム合金系において成分の組み合わせにより引張降伏 強さと伸びとが実質的に高められることが分かった。

実施例１によるインゴットの引張降伏強さと、下記組成４．５　Ｍｇ、　１．８ 　Ｌ　ｔ、　０．３　Ａｇ、　０．１４Ｚｒ、残余ＡＩ、但しＺｎは０．０％ の既知合金とを比較した。

３４０°Ｆで２４時間時効化した従来技術による合金は、６９．５ｋｓｉの結局 引張強さくＵＴＳ）を示すが、引張降伏強さくＴＹＳ）は５３．３ｋｓｉに過ぎ ず、また伸びは７％である。

本発明をある好ましい実施例に関連して説明を行ってきた。しかしそれに加えた 自明な改変例も当業者にとっては明らかであるから、本発明はそれに限定される と解されるべきでない。

補正書の翻訳文提出書（特許法第１８４条の８）平成　５年　２月２６日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．本質的に式ＭｇａＬｉｂＺｎｃＡｇｄＡｌｂａｌであらわされ、式中ａは０ ．５から１０％、ｂは０．５から３．０％、ｃは０．１から５．０％、ｄは０． １から２．０％およびｂａｌは組成物の残余がアルミニウムであることを示し、 かつ、合金元素の総量は１２．０重量％を超えず、さらにａが７．０から１０． ０％の範囲にある場合、ｂは２．５％を超えることができず、またｃは２．０％ を超えることができない低密度アルミニウム系合金。 ２．ジルコニウムを最大１．０％含有する請求項１記載のアルミニウム系合金。 ３．その密度が約０．０９１ｂｓ／ｉｎ３である請求項１記載のアルミニウム系 合金。 ４．ａが７．０から１０．０％、ｂが１．０から１．５％、ｃが０．３から１． ０％およびｄが０．３から１．０％である請求項１記載のアルミニウム系合金。 ５．ａが３．０から５．５％、ｂが２．２から３．０％、ｃが０．３から１．０ ％およびｄが０．３から１．０％である請求項１記載のアルミニウム系合金。 ６．ａが２．０から３．０％、ｂが１．０から２．０％、ｃが４．０から６．０ ％、およびｄが０．３から１．０％、残余がアルミニウムである請求項１記載の アルミニウム系合金。 ７．本質的に式ＭｇａＬｉｂＺｎｃＡｇｄＺｒｅＡｌｂａｌであらわされ、式中 ａは４．４、ｂは１．８、ｃは０．５、ｄは０．３、ｅは０．１４およびｂａｌ は残余がアルミニウムである低密度アルミニウム系合金。 ８．ａ）次の組成：ＭｇａＬｉｂＺｎｃＡｇｄＡ１ｂａｌで示され、式中ａは０ ．５から１０％、ｂは０．５から３．０％、ｃは０．１から５．０％、ｄは０． １から２．０％、およびｂａｌはこの合金の残余がアルミニウムであることをあ らわし、合金元素の総量は１２．０％を超えることができず、またａが７．０か ら１０．０％の範囲にある場合、ｂは２．５％を超えることができず、またｃは ２．０％を超えることができない合金のインゴットを鋳造する段階であって、そ のプロセスが、 ａ）上記合金のインゴットを形成する段階と、ｂ）加熱により上記インゴット中 の応力を除去する段階と、ｃ）加熱により均質化し、高温下で均熱し、かつ放冷 化する段階と、 ｄ）最終ゲージまで熱間圧延する段階と、ｅ）均熱による熱処理後、急冷処理す る段階と、ｆ）５から８％まで延伸させる段階と、ｇ）熱処理により時効化させ る段階と から成る合金の製造方法。 ９．請求項１記載のアルミニウム合金を用いて製作した航空宇宙船機体構造物。 １０．請求項７記載のアルミニウム合金を用いて製作した航空宇宙船機体構造物 。 １１．請求項１記載のアルミニウム合金で製作した航空機機体構造物。 １２．請求項７記載のアルミニウム合金で製作した航空機機体構造物。