説明

Al−Zn−Mg−Cu合金

【課題】シート、プレート、厚いプレート、等(ただし、これらに限定するものではない)に加工した時に、所望の材料特性に適合するか、またはそれを超える合金組成を提供する。
【解決手段】実質的に亜鉛(Zn)約6.5〜9.5重量%、マグネシウム(Mg)約1.2〜2.2重量%、銅(Cu)約1.0〜1.9重量%、好ましくは(0.9Mg−0.6)≦Cu≦(0.9Mg+0.05)、ジルコニウム(Zr)約0〜0.5重量%、スカンジウム(Sc)約0〜0.7重量%、クロム(Cr)約0〜0.4重量%、ハフニウム(Hf)約0〜0.3重量%、チタン(Ti)約0〜0.4重量%、マンガン(Mn)約0〜0.8重量%、残りの部分を構成するアルミニウム(Al)および他の不可避な元素からなるアルミニウム合金製品と合金の製造方法。

【発明の詳細な説明】
【発明の分野】
【0001】
本発明は、鍛造されたAl−Zn−Mg−Cuアルミニウムタイプ(またはアルミニウム協会(Aluminum Association)により7000−または7xxxシリーズアルミニウム合金と指定される)に関する。より詳しくは、本発明は、時効硬化可能な、高強度、高破壊靱性および高耐食性アルミニウム合金およびその合金から製造された製品に関する。本合金から製造された製品は、航空宇宙用途に非常に好適であるが、それに限定するものではない。本合金は、様々な製品形態、例えばシート、薄いプレート、厚いプレート、押出または鍛造製品に加工できる。
【0002】
この合金から製造されたどの製品形態においても、現在公知の合金から製造される製品よりも優れた特性の組合せが達成される。本発明により、今や、航空宇宙用途でも単一合金概念(uni-alloy concept)を使用できる。これは、航空宇宙工業に重大なコスト低減をもたらすであろう。この単一合金概念により、構造部品の製造中に、または構造部品の寿命サイクルの最後に生じるアルミニウムスクラップの循環使用が非常に容易になる。
【発明の背景】
【0003】
これまで、航空宇宙工業では、構造用途向けの様々な製品を形成するために異なった種類のアルミニウム合金が使用されている。航空宇宙工業における設計者および製造業者は、燃料効率、製品性能を常に改良し、製造および保守コストを常に下げようと試みている。改良を、コスト低下と共に達成するための好ましい方法は、単一合金概念、すなわち関連する製品形態で改良された特性のバランスを有することができる1種類のアルミニウム合金、である。
【0004】
本明細書で使用する合金構成員および焼戻し名称は、良く知られているアルミニウム協会のアルミニウム合金製品標準に従う。他に指示がない限り、百分率はすべて重量%である。
【0005】
現時点における技術水準は、機体シート用の高損傷許容性AA2x24(すなわちAA2524)またはAA6x13またはAA7x75、下側翼用のAA2324またはAA7x75、上側翼用のAA7055またはAA7449、および翼けたおよびリブまたは厚いプレートから機械加工される他の部分用のAA7010またはAA7040である。それぞれの異なった用途に異なった合金を使用する主な理由は、構造部品全体の最適性能を得るための特性バランスに差があることである。
【0006】
機体外板には、引張負荷下での損傷許容特性、すなわち疲労亀裂成長速度(「FCGR」)、平面応力破壊靱性および腐食の組合せ、が非常に重要であると考えられる。これらの特性必要条件に基づき、高損傷許容性AA2x24−T351(米国特許第5,213,639号またはヨーロッパ特許第1026270−A1号参照)またはCu含有AA6xxx−T6(米国特許第4,589,932号、第5,888,320号、第2002/0039664−A1号、またはヨーロッパ特許第1143027−A1号参照)が、民間航空機製造業者に好まれている。
【0007】
下側翼外板には、類似の特性バランスが望ましいが、高引張強度を得るために、靱性はある程度犠牲にすることができる。この理由から、T39またはT8x焼戻しにおけるAA2x24が論理的な選択であると考えられる(米国特許第5,865,914号、第5,593,516号、またはヨーロッパ特許第1114877−A1号参照)が、同じ焼戻しにおけるAA7x75も使用できる場合がある。
【0008】
引張負荷よりも圧縮負荷がより重要な上側翼用には、圧縮強度、疲労(SN疲労または寿命時間)および破壊靱性が最も重要な特性である。現在、好ましい選択は、AA7150、AA7055、AA7449またはAA7x75であろう(例えば米国特許第5,221,377号、第5,865,911号、第5,560,789号または第5,312,498号参照)。これらの合金は、高い圧縮降伏強度を、現時点では妥当な耐食性および破壊靱性と共に有するが、航空機設計者は、これらの特性組合せの改良を歓迎している。
【0009】
厚さが3インチを超える厚い部分、またはそのような厚い部分から機械加工する部品には、厚さ全体にわたって一様で信頼性のある特性バランスが重要である。現在、AA7050またはAA7010またはAA7040(米国特許第6,027,582号参照)またはC80A(米国特許第2002/0150498−A1号参照)がこれらの用途に使用されている。急冷感度の低下、すなわち急冷速度が低い厚さ、つまり厚い製品による特性の低下、が航空機製造業者の大きな関心である。特に、S−T方向における特性が構造部品の設計者および製造業者の主要関心事である。
【0010】
航空機のより優れた性能、すなわち製造コストの低下および運転コストの低下、は、構造部品に使用されるアルミニウム合金の特性バランスを改良し、好ましくはただ1種類の合金を使用して合金コストを下げ、アルミニウムスクラップおよび廃棄物の循環使用におけるコストを下げることにより、達成することができる。
【0011】
従って、どのような関連する製品形態においても、改良された、適切な特性バランスを達成することができるアルミニウム合金が求められている。
【発明の概要】
【0012】
本発明は、関連するすべての製品において、今日それらの製品に使用されている各種の市販アルミニウム合金(AA2xxx、AA6xxx、AA7xxx)の特性バランスよりも優れた特性バランスを達成することができるAA7xxxシリーズアルミニウム合金に関する。
【0013】
本発明の合金の好ましい組成は、亜鉛(Zn)約6.5〜9.5重量%、マグネシウム(Mg)約1.2〜2.2重量%、銅(Cu)約1.0〜1.9重量%、ジルコニウム(Zr)約0〜0.5重量%、スカンジウム(Sc)約0〜0.7重量%、クロム(Cr)約0〜0.4重量%、ハフニウム(Hf)約0〜0.3重量%、チタン(Ti)約0〜0.4重量%、マンガン(Mn)約0〜0.8重量%、残部アルミニウム(Al)および他の複数の不可避元素を含んでなるか、または実質的にそれらの元素からなる。好ましくは(0.9Mg−0.6)≦Cu≦(0.9Mg+0.05)である。
【0014】
本発明のより好ましい合金組成は、Zn約6.5〜7.9重量%、Mg約1.4〜2.10重量%、Cu約1.2〜1.80重量%[その際、好ましくは(0.9Mg−0.5)≦Cu≦0.9Mg]、Zr約0〜0.5重量%、Sc約0〜0.7重量%、Cr約0〜0.4重量%、Hf約0〜0.3重量%、Ti約0〜0.4重量%、Mn約0〜0.8重量%、残部Alおよび他の複数の不可避元素から実質的になる。
【0015】
本発明のより好ましい合金組成は、Zn約6.5〜7.9重量%、Mg約1.4〜1.95重量%、Cu約1.2〜1.75重量%[その際、好ましくは(0.9Mg−0.5)≦Cu≦(0.9Mg−0.1)]、Zr約0〜0.5重量%、Sc約0〜0.7重量%、Cr約0〜0.4重量%、Hf約0〜0.3重量%、Ti約0〜0.4重量%、Mn約0〜0.8重量%、残部Alおよび他の複数の不可避元素から実質的になる。
【0016】
より好ましい実施態様では、Zn含有量の下限は、6.7%、より好ましくは6.9%である。
【0017】
より好ましい実施態様では、Mg含有量の下限は、1.90%、より好ましくは1.92%である。このMg含有量の下限は、合金製品をシート製品、例えば機体シート、に使用する場合、および厚いプレートから製造される部分に使用する場合に特に好ましい。
【0018】
上記のアルミニウム合金は、不純物または不可避な、または意図的な添加物、例えば0.3%以下のFe、好ましくは0.14%以下のFe、0.2%以下のケイ素(Si)、好ましくは0.12%以下のSi、1%以下の銀(Ag)、1%以下のゲルマニウム(Ge)、0.4%以下のバナジウム(V)を含むことができる。他の添加物は、アルミニウム協会で規定されているように、一般的に0.05〜0.15重量%であり、従って、各不可避不純物は<0.05%、不純物の合計は<0.15%である。
【0019】
鉄およびケイ素の含有量は、極めて低く、例えばFe約0.08%以下、Si約0.07%以下に、抑えるべきである。いずれの場合も、僅かに高いレベルの両不純物、約0.14%以下のFeおよび約0.12%以下のSi、も考えられるが、あまり好ましくない。特に、型プレートまたは工具プレートの実施態様には、さらに高いレベル、約0.3%以下のFeおよび約0.2%以下のSi、が許容される。
【0020】
分散質形成元素、例えばZr、Sc、Hf、CrおよびMn、は、粒子構造および急冷感度を制御するために添加される。分散質形成剤の最適レベルは、処理によって異なるが、主要元素(Zn、CuおよびMg)の単一化学組成を好ましい範囲内で選択し、その化学組成をすべての関連する製品形態に使用する場合、Zrレベルは好ましくは0.11%未満である。
【0021】
Zrレベルに好ましい最大値は0.15%である。Zrレベルの好適な範囲は0.04〜0.15%である。より好ましいZr添加の上限は0.13%であり、さらに好ましくは0.11%以下である。
【0022】
Scの添加は、好ましくは0.3%以下、好ましくは0.18%以下である。Scと組み合わせる場合、特にZrとScの比が0.7〜1.4である場合、Sc+Zrの合計は0.3%未満、好ましくは0.2%未満、より好ましくは最大0.17%にすべきである。
【0023】
単独で、または他の分散質形成剤と共に添加できる別の分散質形成剤はCrである。Crのレベルは好ましくは0.3%未満、より好ましくは最大0.20%、さらに好ましくは0.15%である。Zrと組み合わせる場合、Zr+Crの合計は0.20%以下、好ましくは0.17%以下にすべきである。
【0024】
Sc+Zr+Crの好ましい合計は0.4%以下、より好ましくは0.27%以下にすべきである。
【0025】
Mnも単独で、または他の分散質形成剤の1種と組み合せて添加することができる。Mn添加の好ましい最大値は0.4%である。Mn添加の好適な範囲は0.05〜0.40%、好ましくは0.05〜0.30%、さらに好ましくは0.12〜0.30%である。Mn添加の好ましい下限は0.12%、より好ましくは0.15%である。Zrと組み合わせる場合、Mn+Zrの合計は、0.4%未満、好ましくは0.32%未満であり、好適な最小値は0.14%である。
【0026】
本発明のアルミニウム合金製品の別の実施態様では、合金はMnを含まないが、これは実際的な意味で、Mn含有量が<0.02%、好ましくは<0.01%であることを意味し、より好ましくは合金はMnを実質的に含まないか、事実上含まない。「事実上含まない」および「実質的に含まない」とは、我々は、この合金化元素を目的があって組成物に添加したのではなく、不純物のため、および/または製造装置との接触により浸み出たため、痕跡量のこの元素が最終的な合金製品中に混入したことを意味する。
【0027】
本発明の鍛造合金製品の特別な実施態様では、合金は、重量%で、
Zn 7.2〜7.7、典型的には約7.43
Mg 1.79〜1.92、典型的には約1.83
Cu 1.43〜1.52、典型的には約1.48
ZrまたはCr 0.04〜0.15、好ましくは0.06〜0.10、典型的には0.08
Mn 所望により0.05〜0.19、好ましくは0.09〜0.19、または別の実施態様では<0.02、好ましくは<0.01
Si <0.07、典型的には約0.04
Fe <0.08、典型的には約0.05
Ti <0.05、典型的には約0.01
残部アルミニウムおよび各<0.05、合計<0.15の複数の不可避不純物
から実質的になる。
【0028】
本発明の鍛造合金製品の特別な実施態様では、合金は、重量%で、
Zn 7.2〜7.7、典型的には約7.43
Mg 1.90〜1.97、好ましくは1.92〜1.97、典型的には約1.94
Cu 1.43〜1.52、典型的には約1.48
ZrまたはCr 0.04〜0.15、好ましくは0.06〜0.10、典型的には0.08
Mn 所望により0.05〜0.19、好ましくは0.09〜0.19、または別の実施態様では<0.02、好ましくは<0.01
Si <0.07、典型的には約0.05
Fe <0.08、典型的には約0.06
Ti <0.05、典型的には約0.01
残部アルミニウムおよび各<0.05、合計<0.15の複数の不可避不純物
から実質的になる。
【0029】
本発明の合金製品は、従来の融解により製造することができ、インゴット形態に鋳造(直接冷却DC)することができる。結晶粒微細化剤、例えばホウ化チタンまたは炭化チタン、も使用することができる。表皮を剥ぎ取り、可能な均質化の後、インゴットを、例えば1工程以上で押出または鍛造または熱間圧延によりさらに加工する。この加工の途中で中間焼きなましを行うことができる。冷間圧延または伸長により、さらに冷間加工することができる。製品を溶体化熱処理し、冷水中に浸漬または冷水噴霧により急冷または95℃未満の温度に急速冷却する。製品は、例えば圧延または伸長により、例えば8%まで、さらに加工するか、または例えば約1〜3%から約8%まで伸長または圧縮することにより応力除去する、および/または最終または中間的焼戻しに時効処理することができる。製品は、最終時効処理の前または後に、あるいは溶体化熱処理の前にでも、最終または中間的構造に成形または機械加工することができる。
【発明の具体的説明】
【0030】
商業的航空機の設計には、異なった種類の構造的部品に異なった組合せの特性が必要である。ある合金が、様々な製品形態(すなわち、シート、プレート、厚いプレート、鍛造した、または押し出した輪郭、等)に加工され、耐用寿命中に様々な負荷の連続にさらされる広範囲な構造的部品に使用され、その結果、これらのすべての製品形態に対する様々な材料の必要条件に適合するには、無類の万能性を有していなければならない。
【0031】
機体シート製品にとって重要な材料特性は、引張負荷の下で損傷に耐えられる特性(すなわちFCGR、破壊靱性および耐食性)である。
【0032】
高容量および商業的ジェット航空機における下側翼外板にとって重要な材料特性は、機体シート製品の特性と類似しているが、航空機製造業者は、典型的にはより高い引張強度を望んでいる。疲労寿命も主要な材料特性になっている。
【0033】
航空機は低温の高い高度を飛行するので、マイナス65°Fにおける破壊靱性が、商業的航空機の新しい設計で重要である。その他の望ましい特徴としては、材料を人工的時効処理の際に成形できる時効成形性、ならびに応力腐食割れ耐性および剥離腐食耐性の区域における良好な腐食性能がある。
【0034】
上側翼外板製品に重要な材料特性は、圧縮負荷下での特性、すなわち圧縮降伏強度、疲労寿命および耐食性である。
【0035】
厚いプレートから機械加工した部品に重要な材料特性は、機械加工した部品によって異なる。しかし、一般的に、厚さを通した材料特性の勾配は非常に小さい必要があり、強度、破壊靱性、疲労および耐食性のような材料特性は、高レベルになければならない。
【0036】
本発明は、様々な製品、例えばシート、プレート、厚いプレート、等(ただし、これらに限定するものではない)に加工した時に、所望の材料特性に適合するか、またはそれを超える合金組成を目的としている。この製品の特性バランスは、今日商業的に使用されている合金から製造された製品の特性バランスより優れている。
【0037】
非常に驚くべきことに、これまで調査されていないAA7000範囲内の化学組成範囲が、この独特の能力を十分に発揮することが分かった。
【0038】
本発明は、Cu、MgおよびZnレベルと組み合わせた分散質形成剤(例えばZr、Cr、Sc、Mn)の様々なレベルおよび種類の、加工の際に形成される相に対する影響を研究することから得られた。これらの合金の幾つかをシートおよびプレートに加工し、引張、Kahn-引裂き靱性および耐食性に関して試験した。これらの結果を解明することにより、化学組成が特定の範囲内にあるアルミニウム合金は、シートでも、プレートでも、厚いプレートでも、押出製品でも、鍛造製品も、優れた特性を示すことが分かる。
【0039】
本発明の別の態様では、本発明のアルミニウム合金製品の製造方法を提供する。高強度、高靱性の、良好な耐食性を有するAA7000シリーズ合金製品の製造方法は、
a)本説明で記載した組成を有するインゴットを鋳造する工程、
b)鋳造後、該インゴットを均質化および/または予備加熱する工程、
c)圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一種以上の方法により、該インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
d)所望により該予備加工製品を再加熱する工程、
e)熱間加工および/または冷間加工を行い、所望の加工品形態にする工程、
f)該形成された加工品を、該合金中の実質的にすべての可溶性構成成分を固溶体にするのに十分な温度および時間で、溶体化熱処理(SHT)する工程、
g)該溶体化熱処理した加工品を、水または他の急冷媒体で、噴霧急冷または浸漬急冷の一方により急冷する工程、
h)所望により、該急冷した加工品を伸長または圧縮、または他の様式で冷間加工、例えばシート製品の矯正、を行い応力を除去する工程、
i)該急冷し、所望により伸長または圧縮した加工品を人工的に時効処理し、所望の焼戻し、例えばT6、T74、T76、T751、T7451、T7651、T77およびT79からなる群から選択された焼戻しを達成する工程
を含んでなる。
【0040】
本発明の合金製品は、従来の様式で融解により製造し、インゴットまたは他の好適な鋳造形態に直接冷却(D.C.)鋳造することができる。均質化処理は、典型的には一工程または各工程が好ましくは460〜490℃の温度にある多工程で行う。予備加熱では、圧延インゴットを、典型的には400〜460℃の温度範囲内にあるホットミル入口温度に加熱する。合金製品の熱間加工は、圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一種以上の方法により行う。本合金には、熱間圧延が好ましい。溶体化熱処理は、典型的には均質化に使用する温度と同じ温度で行うが、浸漬時間は幾分短く選択することができる。
【0041】
本発明の方法の一実施態様では、人工的時効処理工程i)が、105℃〜135℃の範囲内にある温度で好ましくは2〜20時間行う第一時効処理工程、および135℃〜210℃の範囲内にある温度で好ましくは4〜20時間行う第二時効処理工程を含んでなる。別の実施態様では、第三時効処理工程を、105℃〜135℃の範囲内にある温度で好ましくは20〜30時間行うことができる。
【0042】
驚くべきことに、どのような厚さを製造する場合でも、優れた特性バランスが得られている。1.5インチ以下のシート厚さでは、特性は機体シートに優れており、好ましくは厚さは1インチ以下である。0.7〜3インチの薄いプレート厚範囲では、この特性は翼プレート、例えば下側翼プレート、に優れている。薄いプレート厚範囲は、ストリンガーにも、あるいは航空機翼構造で使用する一体的な翼パネルとストリンガーの形成にも使用できる。より高い温度で時効処理した(More peak-aged)材料は優れた上側翼プレートを耐え、僅かに過剰の時効処理は、下側翼プレートに優れた特性を与える。2.5インチを超え、約11インチ以上までの厚いゲージに加工する場合、プレートから機械加工される、または航空機翼構造に使用する一体的なけたを形成するための、あるいは航空機翼構造に使用するリブの形態にある、一体的な部品を得るのに優れた特性が得られる。より厚いゲージの製品は、工具プレートまたは型プレート、例えば成形プラスチック製品を、例えばダイキャスティングまたは射出成形により製造するための型、としても使用できる。厚さ範囲を上に記載する場合、当業者には直ちに明らかな様に、これは、そのようなシート、薄いプレートまたは厚いプレートから製造された合金製品における最も厚い断面地点の厚さである。本発明の合金製品は、航空機構造に使用する段付き押出または押し出されたけたの形態で、あるいは航空機翼構造で使用する鍛造されたけたの形態で提供することもできる。驚くべきことに、優れた特性を有するこれらの製品はすべて、単一の化学組成を有する一種類の合金から得ることができる。
【0043】
構造部品、例えばリブ、を厚さ2.5インチ以上の本発明の合金製品から製造する実施態様では、該部品はAA7050アルミニウム合金製品と比較して伸長が増加していた。特に、ST試験方向における伸長(またはA50)が5%以上、最良の結果では5.5%以上である。
【0044】
さらに、構造部品を厚さ2.5インチ以上の本発明の合金製品から製造する実施態様では、該部品は、L−T試験方向における破壊靱性Kappが、室温で、ASTM E561により16インチの中央に亀裂の入ったパネル(M(T)またはCC(T))を使用してS/4で測定した時、そのAA7050アルミニウム合金製品と比較して少なくとも20%の改良、最良の例では25%以上の改良を示す。
【0045】
合金製品を押し出した実施態様では、好ましくは合金製品を、最も厚い断面地点で10mmまで、好ましくは1〜7mmの厚さを有する輪郭に押し出した。しかし、押し出した形態では、合金製品は、従来は高速機械加工または切削技術により成形構造部品に機械加工している厚いプレート材料を置き換えることもできる。この実施態様では、押し出された合金製品は、好ましくはその最も厚い断面地点で2〜6インチの厚さを有する。
【0046】
図1は、本発明の合金に関するMgおよびCuの範囲を、従属請求項2〜4に記載する好ましい実施態様で図式的に示す。これらの範囲は、六角形ボックスの角点A、B、C、D、EおよびFを使用することにより識別することもできる。好ましい範囲はA’〜F’により、より好ましい範囲はA”〜F”により示される。これらの座標は表1に示す。図1では、以下に例で記載するように本発明の合金組成も個別の点として示す。
【0047】
表1
本発明の合金製品の好ましい範囲に関するCu−Mg範囲の角点に対する座標(重量%)
角点 (Mg、Cu) 角点 (Mg、Cu) 角点 (Mg、Cu)
広い範囲 好ましい より好ましい
範囲 範囲
A 1.20、1.00 A’ 1.40、1.10 A” 1.40、1.10
B 1.20、1.13 B’ 1.40、1.26 B” 1.40、1.16
C 2.05、1.90 C’ 2.05、1.80 C” 2.05、1.75
D 2.20、1.90 D’ 2.10、1.80 D” 2.10、1.75
E 2.20、1.40 E’ 2.10、1.40 E” 2.10、1.40
F 1.77、1.00 F’ 1.78、1.10 F” 1.87、1.10
【実施例】
【0048】
例1
本発明の原理を立証するために、実験室規模で合金を鋳造し、4.0mmシートまたは30mmプレートに加工した。合金の組成は、表2に示すが、すべてのインゴットで、Fe<0.06、Si<0.04、Ti0.01、残りがアルミニウムである。約80x80x100mm(高さx幅x長さ)の圧延ブロックを約12kgの丸い実験室鋳造インゴットから切り出した。これらのインゴットを460±5℃で約12時間、続いて475±5℃で約24時間均質化し、続いて徐々にに空気冷却させ、工業的均質化工程を模擬した。これらの圧延インゴットを410±5℃で約6時間予備加熱した。約40〜50mmの中間厚さで、これらのブロックを410±5℃で再加熱した。幾つかのブロックを最終ゲージ30mmに熱間圧延し、他を最終ゲージ4.0mmに熱間圧延した。熱間圧延工程全体にわたって、工業規模の熱間圧延を模擬するように注意した。熱間圧延した製品を溶体化熱処理し、急冷した。大部分を水中急冷したが、一部は油中で急冷し、6インチ厚プレートの半分および四分の一厚急冷を模擬した。これらの製品を約1.5%冷間伸長し、残留応力を除去した。合金の時効処理挙動を試験した。最終製品を、ピーク近くまで時効処理した強度(例えばT76またはT77)に過時効処理した。
【0049】
引張特性は、EN10.002に準じて試験した。4mm厚シートから得た引張試料は、平らな、厚さ4mmのEURO−NORM試料であった。30mmプレートから得た引張試料は、中間厚さから採取した丸い引張試料であった。表1の引張試験結果は、L−方向から得た。Kahn-引裂き靱性は、ASTM B871−96により試験する。表2に示す結果の試験方向は、T−L方向である。いわゆる切欠き靱性は、Kahn-引裂き試験により得た引裂き強度を、引張降伏強度で割る(「TS/Rp」)ことにより得られる。このKahn-引裂き試験から得られる典型的な結果は、この分野で真の破壊靱性に関する良好な指針として知られている。やはりKahn-引裂き試験により得られる単位伝播エネルギー(「UPE」)は、亀裂成長に必要なエネルギーである。UPEが高い程、亀裂が成長し難いと考えられており、これは材料に望ましい特徴である。
【0050】
良好な腐食性能を確保するには、剥離腐食耐性(「EXCO」)が、ASTM G34−97で測定した時に、少なくとも「EA」であるか、またはそれより優れていなければならない。粒界腐食(「IGC」)は、MIL−H−6088により測定した時に、存在しないのが好ましい。ある程度の点食は許容されるが、やはり存在しないのが好ましい。
【0051】
様々な製品に好適な、有望な合金候補を得るために、実験室規模で下記の必要条件、すなわち少なくとも510MPaの引張降伏強度、少なくとも560MPaの究極強度、少なくとも1.5の切欠き靱性、および少なくとも200kJ/mのUPE、を満たす必要があった。様々な合金と幾つかの処理との関係に関する結果も表2に示す。
【0052】
これらのすべての望ましい材料特性に適合するには、合金の化学組成を慎重に釣り合わせる必要がある。これらの結果により、Cu、MgおよびZn含有量の値が高過ぎる場合、靱性および耐食性に有害であることが分かった。それに対して、低過ぎる値は、高強度レベルに有害であることが分かった。
【0053】
表2

試料 本発明の 厚さ 焼戻し Mg Cu Zn Zr その他
番号 合金 (mm) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%) (wt%)
(正/否)
1 正 30 T77 1.84 1.47 7.4 0.10 -
2 正 30 T76 1.66 1.27 8.1 0.09 -
3 正 4 T76 2.00 1.54 6.8 0.11 -
4 否 4 T76 2.00 1.52 5.6 0.01 0.16Cr
5 否 4 T76 2.00 1.53 5.6 0.06 0.08Cr
6 正 4 T76 1.82 1.68 7.4 0.10 -
7 正 30 T76 2.09 1.30 8.2 0.09 -
8 正 4 T77 2.20 1.70 8.7 0.11 -
9 正 4 T77 1.81 1.69 8.7 0.10 -
10 否 4 T76 2.10 1.54 5.6 0.07 -
11 否 4 T76 2.20 1.90 6.7 0.10 -
12 否 4 T76 1.98 1.90 6.8 0.09 -
13 否 4 T77 2.10 2.10 8.6 0.10 -
14 否 4 T77 2.50 1.70 8.7 0.10 -
15 否 4 T77 1.70 2.10 8.6 0.12 -
16 否 4 T77 1.70 2.40 8.6 0.11 -
17 否 4 T76 2.40 1.54 5.6 0.01 -
18 否 4 T76 2.30 1.54 5.6 0.07 -
19 否 4 T76 2.30 1.52 5.5 0.14 -
20 正 4 T76 2.19 1.54 6.7 0.11 0.16Mn
21 否 4 T76 2.12 1.51 5.6 0.12 -
【0054】
表2続き

試料 本発明の Rp Rm UPE Ts/Rp 番号 合金 (MPa) (MPa) (kJ/m)
(正/否)
1 正 587 627 312 1.53
2 正 530 556 259 1.76
3 正 517 563 297 1.62
4 否 473 528 232 1.45
5 否 464 529 212 1.59
6 正 594 617 224 1.44
7 正 562 590 304 1.64
8 正 614 626 115 1.38
9 正 574 594 200 1.47
10 否 490 535 245 1.53
11 否 563 608 - 1.07
12 否 559 592 - 1.32
13 否 623 639 159 1.31
14 否 627 643 117 1.33
15 否 584 605 139 1.44
16 否 598 619 151 1.42
17 否 476 530 64 1.42
18 否 488 542 52 1.54
19 否 496 543 155 1.66
20 正 521 571 241 1.65
21 否 471 516 178 1.42
【0055】
しかし、非常に驚くべきことに、Znレベルが高い程、靱性および亀裂成長耐性が増加している。従って、高レベルのZnを使用し、これを低レベルのMgおよびCuと組み合わせるのが好ましい。Zn含有量は6.5%未満にすべきではなく、好ましくは6.7%以上、より好ましくは6.9%以上にすべきである。
【0056】
妥当な強度レベルを得るには、Mgが必要である。Mg/Zn比約0.27以下が、最良の強度−靱性の組合せを与えると思われる。しかし、Mgレベルは、2.2%を超えるべきではなく、好ましくは2.1%を超えるべきではなく、より好ましくは1.97%を超えるべきではなく、さらに1.95%がより好ましい。この上限は、従来のAA範囲または現在使用されている商業的航空宇宙合金、例えばAA7050、AA7010およびAA7075の範囲より低い。
【0057】
望ましい非常に高い亀裂成長耐性(またはUPE)を得るには、Mgレベルは慎重に釣り合わせる必要があり、Cuレベルと同じオーダーまたは僅かに高くすべきであり、好ましくは(0.9xMg−0.6)≦Cu≦(0.9xMg+0.05)にすべきである。Cu含有量は、高過ぎてはならない。Cu含有量は、1.9%を超えるべきではなく、好ましくは1.80%を超えるべきではなく、より好ましくは1.75%を超えるべきではない。
【0058】
AA7xxxシリーズ合金に使用される分散質形成剤は、典型的には、例えばAA7x75におけるようにCr、または例えばAA7x50およびAA7x10におけるようにZrである。従来、Mnは靱性に有害であると考えられているが、非常に驚くべきことに、MnとZrの組合せは非常に良好な強度−靱性バランスを示している。
【0059】
例2
工業的規模の厚さ440mm全サイズ圧延インゴットのバッチを、DC鋳造により、化学組成(重量%で)Zn7.43%Mg1.83%、Cu1.48%、Zr0.08%、Si0.02%およびFe0.04%、残りがアルミニウムおよび不可避不純物で製造した。これらのインゴットの一つを皮剥し、12時間/470℃+24時間/475℃で均質化し、周囲温度に空気冷却した。このインゴットを8時間/410℃で予備加熱し、次いで約65mmに熱間圧延した。次いで圧延ブロックを90度回転させ、約10mmにさらに熱間圧延した。最後に、圧延ブロックを5.0mmゲージに冷間圧延した。得られたシートを475℃で約40分間溶体化熱処理し、次いで水を噴霧して急冷した。得られたシートを、約1.8%の冷間伸長操作により応力除去した。2種類の時効処理変形、すなわち変形A:5時間/120℃+9時間/155℃、および変形B:5時間/120℃+9時間/165℃、を行った。
【0060】
引張結果は、EN 10.002により測定した。圧縮降伏強度(「CYS」)は、ASTM E9−89aにより測定した。せん断強度は、ASTM B831−93により測定した。破壊靱性、Kappは、ASTM E561−98により、16インチ幅の中央亀裂パネル[M(T)またはCC(T)]に対して測定した。Kappは、室温(RT)および−65°Fで測定した。基準材料として、損傷耐性が高(「HDT」)AA2x24−T351も試験した。結果を表3に示す。
【0061】
【表1】

【0062】
剥離腐食耐性は、ASTM G34−97により測定した。両変形AおよびB共、EA等級を示した。
【0063】
MIL−H−6088により測定した粒界腐食は、変形Aに対して約70μmであり、変形Bに対して約45μmであった。両方共、基準AA2x24−T351に対して測定した典型的な200μmよりはるかに低い。
【0064】
表3から、本発明の合金は大きく改良されていることが分かる。同等の、あるいはさらに高い破壊靱性レベルで、強度が大きく増加している。また、本発明の合金は、マイナス65°Fの低温で、現在標準的な高損傷耐性機体合金AA2x24−T351より優れている。本発明の合金の耐食性が、AA2x24−T351よりはるかに優れていることにも注意する。
【0065】
疲労亀裂成長速度(「FCGR」)は、ASTM E647−99により、R−比が0.1である4インチ幅の圧縮張力パネル[C(T)]に対して測定した。表3で、本発明の合金のΔK=27.5ksi.in0.5 (=約30MPa.m0.5)の応力範囲で1サイクルあたりのda/dnを基準高損傷耐性AA2x24−T351と比較した。
【0066】
表4に示す結果から、本発明の合金の亀裂成長は、高損傷耐性AA2x24−T351のそれより優れていることは明らかである。
【0067】
表4
応力範囲デルタK=27.5ksi in0.5 における1サイクルあたりの亀裂成長

INV 変形A L−T 96%
INV 変形A T−L 84%
INV 変形B L−T 73%
INV 変形B T−L 74%
HDT−2x24 T351 L−T 100%
【0068】
例3
例2で得たDC鋳造バッチから採取した別の全サイズインゴットを厚さ6インチのプレートに製造した。このインゴットも皮剥し、12時間/470℃+24時間/475℃+周囲温度に冷却して均質化した。このインゴットを8時間/410℃で予備加熱し、次いで約152mmに熱間圧延した。得られた熱間圧延したプレートを475℃で約7時間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。これらのプレートを、約2.0%冷間伸長操作することにより、応力除去した。幾つかの異なった2工程時効処理を行った。
【0069】
引張結果は、EN 10.002により測定した。試料は、T/4位置から採取した。平面ひずみ破壊靱性Kqは、ASTM E399−90により測定した。ASTM E399−90に記載されている有効性必要条件に適合すれば、これらのKq値は実際の材料特性であり、K1Cと呼ばれる。K1Cは、周囲室温(「RT」)で測定した。剥離腐食耐性は、ASTM G34−97により測定した。これらの結果を表5に示す。表5に示す時効処理変形はすべて「EA」等級を示した。
【0070】
図2aで、ここに参考として含めるUS−2002/0150498−A1、表2に記載されている結果との比較を示す。この米国特許出願では、類似製品の例(例1)が記載されているが、化学組成が異なっており、急冷感度を最適化するためと云われている。本発明の合金で我々は、この米国特許出願と類似の引張対靱性のバランスを得ている。しかし、本発明の合金は、EXCO耐性が少なくともより優れている。
【0071】
さらに、本発明の合金の伸長は、US−2002/0150498−A1、表2に開示されている伸長より優れている。本発明の合金の全体的な特性バランスは、厚さ6インチのプレートに加工した時に、US−2002/0150498−A1に開示されている特性バランスよりも優れている。表2に、厚いゲージ75〜220mmのデータも、AA7050/7010合金(AIMS03−02−022、2001年12月参照)、AA7050/7040合金(AIMS03−02−019、2001年9月参照)、およびAA7085合金(AIMS03−02−025、2002年9月参照)に関して示す。
【0072】
表5

時効処理 L-TYS L-UTS L-A50 L-t K1C EXCO
(MPa) (MPa) (%) (MPa.m0.5)
5時間/120℃+11時間/165℃ 453 497 9.9 - EA
5時間/120℃+13時間/165℃ 444 492 12.5 44.4 EA
5時間/120℃+15時間/165℃ 434 485 13.0 45.0 EA
5時間/120℃+12時間/160℃ 494 523 10.5 39.1 EA
5時間/120℃+14時間/160℃ 479 213 8.3 - EA
【0073】
例4
例2で得たDC鋳造バッチから採取した別の全規模インゴットをそれぞれ厚さ63.5mmおよび30mmのプレートに製造した。鋳造インゴットを皮剥し、12時間/470℃+24時間/475℃+周囲温度に冷却して均質化した。このインゴットを8時間/410℃で予備加熱し、次いでそれぞれ63.5および30mmに熱間圧延した。得られた熱間圧延したプレートを475℃で約2〜4時間溶体化熱処理(SHT)し、続いて水噴霧により急冷した。これらのプレートを、63.5および30mmプレートに対してそれぞれ1.7%および2.1%冷間伸長操作することにより、応力除去した。幾つかの異なった2工程時効処理を行った。
【0074】
引張結果は、EN 10.002により測定した。平面ひずみ破壊靱性Kqは、ASTM E399−90によりCT−試料に対して測定した。ASTM E399−90に記載されている有効性必要条件に適合すれば、これらのKq値は実際の材料特性であり、K1Cと呼ばれる。K1Cは、周囲室温(「RT」)で測定した。EXCO剥離腐食耐性は、ASTM G34−97により測定した。これらの結果を表6に示す。表6に示す時効処理変形はすべて「EA」等級を示した。
【0075】
表6
【表2】

【0076】
表7に、現状技術水準の商業的上側翼合金の値を示すが、その材料の供給者による典型的なデータである(合金7150−T7751プレート&7150−T77511押出物、Alcoa Mill products, Inc., ACRP-069-B)。
【0077】
表7
AA7150−T77およびAA7055−T77(両方共25mmのプレート)に関するALCOA技術シートから得た典型的な値
【表3】

【0078】
図3に、本発明の合金とAA7150−T77およびAA7055−T77の比較を示す。図3から、本発明の合金の引張対靱性バランスは、市販のAA7150−T77およびAA7055−T77より優れていることが明らかである。
【0079】
例5
例2で得たDC鋳造バッチから採取した別の全規模インゴット(以下、例5で「合金A」)を厚さ20mmのプレートに製造した。また、化学組成(重量%で)Zn7.39%、Mg1.66%、Cu1.59%、Zr0.08%、Si0.03%およびFe0.04%、残りがアルミニウムおよび不可避不純物である別の鋳造物を製造した(以下、この例では「合金B」と呼ぶ)。これらのインゴットを皮剥し、12時間/470℃+24時間/475℃+周囲温度に冷却して均質化した。その後の加工には、3種類の異なった経路を使用した。
経路1 合金AおよびBのインゴットを6時間/420℃で予備加熱し、次いで約20mmに熱間圧延した。
経路2 合金Aのインゴットを6時間/460℃で予備加熱し、次いで約20mmに熱間圧延した。
経路3 合金Bのインゴットを6時間/420℃で予備加熱し、次いで約24mmに熱間圧延し、続いてこれらのプレートを20mmに冷間圧延した。
【0080】
このように、4種類の変形を製造し、A1、A2、B1およびB3と呼ぶ。得られたプレートを475℃で約2〜4時間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。これらのプレートを、約2.1%冷間伸長操作することにより、応力除去した。幾つかの異なった2工程時効処理を行ったが、その際、例えば「120−5/150−10」は120℃で5時間、続いて150℃で10時間を意味する。
【0081】
引張結果は、EN 10.002により測定した。平面ひずみ破壊靱性Kqは、ASTM E399−90によりCT−試料に対して測定した。ASTM E399−90に記載されている有効性必要条件に適合すれば、これらのKq値は実際の材料特性であり、K1CまたはKICと呼ばれる。この例における破壊靱性測定のほとんどは、試料厚に関する有効性基準に適合しなかったことに注意する。報告されたKq値は、K1Cに対して控えめである、つまり、報告されたKq値は、ASTM E399−90の試料サイズに関連する有効性の基準に適合する場合、標準的なK1C値よりも事実上低い。剥離腐食耐性は、ASTM G34−97により測定した。これらの結果を表8に示す。表8に示す時効処理変形はすべてEXCO耐性に対する「EA」等級を示した。
【0082】
表8の結果を図4に図式的に示す。図4で、データを通して線を当てはめ、A1、A2、B1およびB3間の差を印象付けるために、データを通して線を当てはめた。そのグラフから、合金AおよびBは、A1およびB1を比較した時、類似の強度対靱性挙動を示すことが明らかである。最良の強度対靱性は、B3(すなわち最終厚さに冷間圧延)により、またはA2(すなわちより高い温度で予備加熱)により、得られた。また、表8の結果は、表7に示したAA7150−T77およびAA7055−T77よりも大幅に優れた強度対靱性バランスを示していることにも注意する。
【0083】
表8
【表4】

【0084】
例6
工業的規模で、2種類の合金を、DC鋳造により、厚さ440mmで鋳造し、4mmのシート製品に加工した。合金組成を表9に示すが、合金Bは、合金製品がシート製品の形態にある、本発明の好ましい実施態様による合金組成を代表する。
【0085】
インゴットを皮剥し、12時間/470℃+24時間/475℃均質化し、次いで中間ゲージ65mmに熱間圧延し、最後に約9mmに熱間圧延した。最後に、この熱間圧延した中間製品をゲージ4mmに冷間圧延した。得られたシート製品を475℃で約20分間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。得られたシートを、約2%冷間伸長操作することにより、応力除去した。その後、伸長したシートを5時間/120℃+8時間/165℃の時効処理を行った。機械的特性を例1と同様に試験し、結果を表10に示す。
【0086】
この全規模試験の結果は、Mnを限定された範囲で積極的に添加することにより、シート製品の靱性(UPEおよびTs/Rpの両方)が大幅に改良され、非常に良好で望ましい強度−靱性バランスが得られる、という例1の結果が確認している。
【0087】
表9
試験した合金の化学組成、残りは不純物およびアルミニウムである。

合金 Si Fe Cu Mn Mg Zn Ti Zr
A 0.03 0.08 1.61 - 1.86 7.4 0.03 0.08
B 0.03 0.06 1.59 0.07 1.96 7.36 0.03 0.09
【0088】
2試験方向で試験した合金製品の機械的特性
【表5】

【0089】
例7
工業的規模で、2種類の合金を、DC鋳造により、厚さ440mmで鋳造し、厚さ152mmのプレート製品に加工した。合金組成を表11に示すが、合金Cは、AA7050シリーズ範囲内に入る典型的な合金を表し、合金Dは、合金製品がプレート、例えば厚いプレート、の形態にある、本発明の好ましい実施態様による合金組成を代表する。
【0090】
インゴットを皮剥し、12時間/470℃+24時間/475℃の2工程サイクルで均質化し、周囲温度に空気冷却した。インゴットを8時間/410℃で予備加熱し、次いで最終ゲージに熱間圧延した。得られたプレート製品を475℃で約6時間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。得られたプレートを、約2%冷間伸長操作することにより、伸長した。伸長したプレートを第一の5時間/120℃に続く12時間/165℃の2工程時効処理を使用して時効処理した。機械的特性を、例3と同様に、3試験方向で試験し、結果を表12および13に示す。試料は、L−およびLT−試験方向用にプレートからS/4位置で、ST−試験方向用にS/2位置で採取した。Kappは、幅160mmの中央に亀裂が入った、切削後の厚さが6.3mmのパネルを使用し、S/2およびS/4位置でL−T方向で測定した。これらのKapp測定は、ASTM E561により室温で行った。SCCに関する「ok」の記号は、180MPa/45日で損傷が起こらなかったことを意味する。
【0091】
表12および13の結果から、本発明の合金は、AA7050と比較して、同等の腐食性能を有し、強度(降伏強度および引張強度)はAA7050と同等であるか、または特にST方向でそれより僅かに優れていることが分かる。しかし、より重要なことは、本発明の合金が、ST−方向の伸長(またはA50)で著しく優れた結果を示したことである。伸長(またはA50)、特にST−方向における伸長、は、航空機翼構造に使用するための、特にリブの重要なエンジニアリングパラメータである。本発明の合金製品は、破壊靱性(KICおよびKappの両方)における重大な改良をさらに示している。
【0092】
表11
試験した合金の化学組成、残りは不純物およびアルミニウムである。

合金 Si Fe Cu Mn Mg Zn Ti Zr
C 0.02 0.04 2.14 - 2.04 6.12 0.02 0.09
D 0.03 0.05 1.58 0.07 1.96 7.35 0.03 0.09
【0093】
表12
3試験方向に対するプレート製品の引張試験結果

合金 TYS TYS TYS UTS UTS UTS 伸長 伸長 伸長
(MPa) (MPa) (MPa) (MPa) (MPa) (MPa) (%) (%) (%)
L LT ST L LT ST L LT ST
C 483 472 440 528 537 513 9.0 7.3 3.3
D 496 486 460 531 542 526 9.2 8.0 5.8
【0094】
表13
試験したプレート製品の他の特性

合金 L-T KIC T-L KIC S-L KIC L-T Kapp EXCO SCC
(MPa.m0.5) (MPa.m0.5) (MPa.m0.5) (MPa.m0.5)
C 27.8 26.3 26.2 45.8(s/4) 52(s/2) EA ok
D 30.3 29.4 29.1 62.6(s/4) 78.1(s/2) EA ok
【0095】
例8
工業的規模で、2種類の合金を、DC鋳造により、厚さ440mmで鋳造し、厚さ63.5mmのプレート製品に加工した。合金組成を表14に示すが、合金Fは、合金製品が翼用のプレートの形態にある、本発明の好ましい実施態様による合金組成を代表する。
【0096】
インゴットを皮剥し、12時間/470℃+24時間/475℃の2工程サイクルで均質化し、周囲温度に空気冷却した。インゴットを8時間/410℃で予備加熱し、次いで最終ゲージに熱間圧延した。得られたプレート製品を475℃で約4時間溶体化熱処理し、続いて水噴霧により急冷した。得られたプレートを、約2%冷間伸長操作することにより、伸長した。伸長したプレートを第一の5時間/120℃に続く10時間/155℃の2工程時効処理を使用して時効処理した。
【0097】
機械的特性を、例3と同様に、3試験方向で試験し、結果を表15に示す。試料は、T/2位置から採取した。両合金共、EXCO試験結果が「EB」であった。
【0098】
表15の結果から、Mnを積極的に添加することにより、引張特性が増加することが分かる。しかし、最も重要なことは、特性、特にST方向における伸長(またはA50)が著しく改良されることである。ST方向における伸長(またはA50)は、航空機の構造部品、例えば翼プレート材料、の重要なエンジニアリングパラメータである。
【0099】
表14
試験した合金の化学組成、残りは不純物およびアルミニウムである。

合金 Si Fe Cu Mn Mg Zn Ti Zr
E 0.02 0.04 1.49 - 1.81 7.4 0.03 0.08
F 0.03 0.05 1.58 0.07 1.95 7.4 0.03 0.09
【0100】
表15
3試験方向に対する供試製品の機械的特性

合金 L−方向 LT−方向 ST−方向
TYS UTS 伸長 TYS UTS 伸長 TYS UTS 伸長
(MPa) (MPa) (%) (MPa) (MPa) (%) (MPa) (MPa) (%)
E 566 599 12 521 561 11 493 565 5.3
F 569 602 13 536 573 9.5 520 586 8.1
【0101】
以上、本発明を十分に説明したが、当業者には明らかな様に、ここで説明した本発明の精神または範囲から離れることなく、多くの変形および修正を行うことが可能である。
【図面の簡単な説明】
【0102】
【図1】本発明の合金用のCu−Mg範囲を、より狭い、好ましい範囲と共に示すMg−Cuグラフである。
【図2】本発明の合金製品に関する破壊靱性対引張降伏強度を、幾つかの基準試料に対して比較するグラフである。
【図3】30mmゲージにおける、本発明の合金製品に関する破壊靱性対引張降伏強度を、2種類の基準試料と比較するグラフである。
【図4】異なった処理経路を使用する、本発明の合金製品に関する平面ひずみ破壊靱性と引張降伏強度を比較するグラフである。

【特許請求の範囲】
【請求項1】
高い強度および破壊靱性および良好な耐食性を有するアルミニウム合金製品であって、前記合金が、重量%で、
Zn 6.5〜9.5
Mg 1.2〜2.2
Cu 1.0〜1.9
Fe <0.3、好ましくは<0.14
Si <0.20、好ましくは<0.12
所望により以下から選択される一種以上:
Zr <0.5
Sc <0.7
Cr <0.4
Hf <0.3
Mn <0.8
Ti <0.4
V <0.4
および各<0.05、合計<0.15の他の複数の不純物または不可避元素、ならびに残部アルミニウムを実質的に含んでなる、アルミニウム合金製品。
【請求項2】
[(0.9xMg)−0.6]≦Cu≦[(0.9xMg)+0.05]である、請求項1に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項3】
[(0.9xMg)−0.5]≦Cu≦[0.9xMg]である、請求項1に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項4】
[(0.9xMg)−0.5]≦Cu≦[(0.9xMg)−0.1]である、請求項1に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項5】
Zn 6.5〜7.9
Mg 1.4〜2.10
Cu 1.2〜1.80
である、請求項1〜4のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項6】
Zn 6.5〜7.9
Mg 1.4〜1.95
Cu 1.2〜1.75
である、請求項5に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項7】
Zn含有量の下限が6.7%、好ましくは6.9%である、請求項1〜6のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項8】
Zr含有量が0.3%以下、好ましくは0.15%以下である、請求項1〜7のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項9】
Zr含有量が0.04〜0.15%、好ましくは0.04〜0.11%である、請求項8に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項10】
Cr含有量が0.3%以下、好ましくは0.15%以下である、請求項1〜9のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項11】
Cr含有量が0.04〜0.15%である、請求項10に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項12】
Mn含有量が0.02%以下、好ましくは0.01%以下である、請求項1〜11のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項13】
Mn含有量が0.05〜0.30%である、請求項1〜11のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項14】
Mn含有量が少なくとも1.90%、好ましくは少なくとも1.92%である、請求項1〜13のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項15】
前記合金が、重量%で、
Zn 7.2〜7.7
Mg 1.79〜1.92
Cu 1.43〜1.52
ZrまたはCr 0.04〜0.15、好ましくは0.06〜0.10
Mn <0.02
Si <0.07
Fe <0.08
Ti <0.05、好ましくは<0.01
各<0.05、合計<0.15の複数の不純物、および残部アルミニウムから実質的になる、請求項1〜13のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項16】
前記合金が、重量%で、
Zn 7.2〜7.7
Mg 1.79〜1.92
Cu 1.43〜1.52
ZrまたはCr 0.04〜0.15、好ましくは0.06〜0.10
Mn 0.05〜0.19、好ましくは0.09〜0.19
Si <0.07
Fe <0.08
Ti <0.05、好ましくは<0.01
各<0.05、合計<0.15の複数の不純物、および残部アルミニウムから実質的になる、請求項1〜13のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項17】
前記合金が、重量%で、
Zn 7.2〜7.7
Mg 1.90〜1.97、好ましくは1.92〜1.97
Cu 1.43〜1.52
ZrまたはCr 0.04〜0.15、好ましくは0.06〜0.10
Mn <0.02、好ましくは<0.01
Si <0.07
Fe <0.08
Ti <0.05、好ましくは<0.01
各<0.05、合計<0.15の複数の不純物、および残部アルミニウムから実質的になる、請求項1〜14のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項18】
前記合金が、重量%で、
Zn 7.2〜7.7
Mg 1.90〜1.97、好ましくは1.92〜1.97
Cu 1.43〜1.52
ZrまたはCr 0.04〜0.15、好ましくは0.06〜0.10
Mn 0.05〜0.19、好ましくは0.09〜0.19
Si <0.07
Fe <0.08
Ti <0.05、好ましくは<0.01
各<0.05、合計<0.15の複数の不純物、および残部アルミニウムから実質的になる、請求項1〜14のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項19】
前記製品のEXCO剥離腐食耐性が「EB」以上、好ましくは「EA」以上である、請求項1〜18のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項20】
前記製品が、シート、プレート、鍛造物または押出物の形態にある、請求項1〜19のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項21】
前記製品が、航空機構造部品の部分としてシート、プレート、鍛造物または押出物の形態にある、請求項1〜20のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項22】
前記製品が、機体シート、上側翼プレート、下側翼プレート、機械加工された部品用の厚いプレート、鍛造物またはストリンガー用の薄いシートである、請求項1〜21のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項23】
前記製品が、その最も厚い断面地点で0.7〜3インチの厚さを有する、請求項1〜22のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項24】
前記製品が、1.5インチ未満の厚さを有する、好ましくは1.0インチ未満の厚さを有する、請求項1〜22のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項25】
前記製品が、2.5インチを超える厚さを有する、好ましくは2.5〜11インチの厚さを有する、請求項1〜22のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品。
【請求項26】
商業的ジェット航空機用のアルミニウム合金構造部品であって、請求項1〜24のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製品から製造された、アルミニウム合金構成部品。
【請求項27】
請求項25に記載の厚いアルミニウム合金プレート製品から製造された、型プレート。
【請求項27】
良好な耐食性を有する、高強度、高靱性AA7xxxシリーズ合金製品の製造方法であって、
a)請求項1〜17のいずれか一項に記載の組成を有するインゴットを鋳造する工程、
b)鋳造後、前記インゴットを均質化および/または予備加熱する工程、
c)圧延、押出および鍛造からなる群から選択された一種以上の方法により、前記インゴットを予備加工製品に熱間加工する工程、
d)所望により前記予備加工製品を再加熱する工程、
e)熱間加工および/または冷間加工を行い、所望の加工品形態にする工程、
f)前記形成された加工品を、前記合金中の実質的にすべての可溶性構成成分を固溶体にするのに十分な温度および時間で、溶体化熱処理する工程、
g)前記溶体化熱処理した加工品を、水または他の急冷媒体で、噴霧急冷または浸漬急冷の一方により急冷する工程、
h)所望により、前記急冷した加工品を伸長または圧縮する工程、
i)前記急冷し、所望により伸長または圧縮した加工品を人工的に時効処理し、所望の焼戻しを達成する工程
を含んでなる、製造方法。
【請求項28】
前記合金製品が、機体シートに加工されている、請求項27に記載の製造方法。
【請求項29】
前記合金製品が、厚さ1.5インチ未満の機体シートに加工されている、請求項27に記載の製造方法。
【請求項30】
前記合金製品が、下側翼プレートに加工されている、請求項27に記載の製造方法。
【請求項31】
前記合金製品が、上側翼プレートに加工されている、請求項27に記載の製造方法。
【請求項32】
前記合金製品が、押出製品に加工されている、請求項27に記載の製造方法。
【請求項33】
前記合金製品が、鍛造製品に加工されている、請求項27に記載の製造方法。
【請求項34】
前記合金製品が、厚さ0.7〜3インチの薄いプレートに加工されている、請求項27に記載の製造方法。
【請求項35】
前記合金製品が、厚さ11インチ以下の厚いプレートに加工されている、請求項27に記載の製造方法。

【図1】
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【図2】
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【図3】
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【図4】
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【公開番号】特開2012−214905(P2012−214905A)
【公開日】平成24年11月8日(2012.11.8)
【国際特許分類】
【外国語出願】
【出願番号】特願2012−143382(P2012−143382)
【出願日】平成24年6月26日(2012.6.26)
【分割の表示】特願2006−505137(P2006−505137)の分割
【原出願日】平成16年4月9日(2004.4.9)
【出願人】(507108003)アレリス、アルミナム、コブレンツ、ゲゼルシャフト、ミット、ベシュレンクテル、ハフツング (10)
【氏名又は名称原語表記】ALERIS ALUMINUM KOBLENZ GMBH