JPH05148597A - Alloy of aluminum and lithium and its production - Google Patents

Abstract

PURPOSE: To produce a rolled product improved in toughness and anisotropy by recrystallizing an intermediate product obtd. by subjecting an Al base-alloy having a compsn. contg. Li, Mg, Cu, Mn, Zn, Fe, Si or the like to a low temp. hot working, thereafter executing a hot working and a solution treatment and subjecting it to an age hardening.

CONSTITUTION: An Al-base alloy main body contg., by weight, 0.2 to 5.0% Li, 0.05 to 6.0% Mg, ≥2.45% Cu, 0.1 to 1.0% Mn, 0.05 to 6.0% Zn, ≤0.5% Fe, ≤0.5% Si and, also, 0.1 to <1 Mg to Zn, furthermore contg. one or more among 0.01 to 0.2% Cr, V, Zr, Ti and Sc, ≤0.6% Hf and 0.01 to 0.5% Ce, and the balance Al with accompanied impurities is obtd. This main body is subjected to at least one low temp. hot working at a controlled temp. and is thereafter recrystallized. The intermediate product obtd. by the above method is subjected to hot working. Then, the product is subjected to solution treatment, is rapidly cooled and is subjected to age hardening. In this way, the flat rolled product improved in toughness and anisotropy though being lacking in general intensive working structural characteristics can be obtd.

COPYRIGHT: (C)1993,JPO

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【産業上の利用分野】本発明はアルミニウム基合金製品
に関し、さらに詳しくは、改良されたリチウム含有アル
ミニウム基合金製品およびその製品方法に関する。FIELD OF THE INVENTION This invention relates to aluminum-based alloy products, and more particularly to improved lithium-containing aluminum-based alloy products and methods of making the same.

【０００２】[0002]

【従来の技術】航空機工業においては、航空機の重量を
減少させる最も有効な方法は航空機の構造に使用される
アルミニウム合金の密度を減少させることであると一般
に認められていた。このような合金の密度を減少させる
目的で、リチウムの添加が行われていたのである。しか
し、アルミニウムにリチウムを添加することには問題が
ないわけではない。例えば、アルミニウムに対するリチ
ウムの添加は屡延性および破壊靱性を減少させる結果と
なっていたのである。リチウム含有合金は、航空機の部
品に使用される場合には、改良された破壊靱性および強
度特性の両者を有することが必要である。It is generally accepted in the aviation industry that the most effective way to reduce the weight of an aircraft is to reduce the density of aluminum alloys used in aircraft construction. Lithium was added for the purpose of reducing the density of such an alloy. However, adding lithium to aluminum is not without problems. For example, the addition of lithium to aluminum resulted in reduced ductility and fracture toughness. Lithium-containing alloys need to have both improved fracture toughness and strength properties when used in aircraft components.

【０００３】しかし、過去においては、アルミニウム−
リチウム合金は弱い横方向延性および靱性しか発揮しな
かったのである。すなわち、アルミニウム−リチウム合
金は全く低い伸びおよび靱性しか有せず、このことはこ
れらの合金を商品として市場に出す場合の重大な欠点で
あったのである。However, in the past, aluminum
The lithium alloy exerted only weak transverse ductility and toughness. That is, the aluminum-lithium alloys had very low elongation and toughness, which was a serious drawback when commercializing these alloys.

【０００４】これらの特性は、例えば圧延加工における
このような合金の異方性の性質から生じるように見え
る。この状態は屡繊維状配列（ｆｉｂｅｒｉｎｇ ａｒ
ｒａｎｇｅｍｅｎｔ）と称されている。繊維状配列を横
切る方向の特性は屡圧延方向すなわち長手方向に測定さ
れた特性よりも劣り、特に例えばプレートおよび鍛造物
のような厚い製品において劣るのである。また、加工の
主な方向に対して４５°に測定された特性も劣ってい
る。ここで述べた４５°の特性によって軸外特性（ｏｆ
ｆ−ａｘｉｓ ｐｒｏｐｅｒｔｙ）、すなわち長手方向
および長い横方向、例えば２０ないし７５°の間の特性
を意味する。何故ならぱ最低の特性が必ずしも４５°の
方向にあるとは限らないからである。従って、総ての方
向の特性を最大になし得る等方性型の組織を有するリチ
ウム含有アルミニウム合金を提供する大なる要望がある
のである。These properties appear to result from the anisotropic nature of such alloys in, for example, rolling. This condition is often referred to as a fibering ar.
It is called a "rangement". The properties across the fibrous array are inferior to those measured in the rolling or longitudinal direction, especially in thick products such as plates and forgings. In addition, the characteristics measured at 45 ° with respect to the main direction of processing are also inferior. The off-axis characteristic (of
f-axis property, i.e. a property in the longitudinal and long transverse directions, for example between 20 and 75 [deg.]. This is because the lowest characteristic is not always in the direction of 45 °. Therefore, there is a great need to provide a lithium-containing aluminum alloy having an isotropic type structure that can maximize the properties in all directions.

【０００５】通常の合金においては、通常航空機の応用
分野で使用されているＡＡ ２０２４−ＴＸ（アルミニ
ウム協会）のような通常の合金を考えると、大なる強度
および大なる破壊靱性の両者を得ることは全く困難であ
るように見える。例えば、アメリカン・ソサイアティー
・フォア・テスティング・アンド・マテリアルズの１９
７６年版ＡＳＴＭ ＳＴＰ６０５の第７１−１０３頁、
破壊靱性に関する特性に関する「高強度アルミニウム合
金の微細組織および靱性」と題するジェー・ティー・ス
タレーによる論文は一般的にＡＡ ２０２４のシートに
おいて、靱性が強度の増加とともに減少することを示し
ている。また、同じ論文において、同じことがＡＡ ７
０５００のプレートにおいても真実であることが見られ
る。さらに望ましい合金は、靱性が最小限しか減少しな
いか、または全く減少しないで強度の増加を可能になす
か、または強度および靱性のさらに望ましい組合せを得
られるように強度が増加される場合において靱性が制御
される処理工程を可能になすものである。さらに、望ま
しい合金においては、強度および靱性の組合せが、５な
いし１５％程度の密度の減少を与えるアルミニウム−リ
チウム合金によって得られるのである。このような合金
は、軽量で高強度および靱性が大なる燃料節約に繋がる
ような航空宇宙工業において広範な用途を見出してい
る。従って、靱性を少ししか、または全く損なわずに大
なる強度の品質特性を得ること、または強度が増加され
る時に靱性が制御できることが著しく優れた独特のアル
ミニウム−リチウム合金の製品を生じ得ることが認めら
れるのである。In conventional alloys, both high strength and high fracture toughness are obtained when considering conventional alloys, such as AA 2024-TX (Aluminum Institute), which are commonly used in aircraft applications. Looks quite difficult. For example, the American Society for Testing and Materials 19
Pp. 71-103 of ASTM STP605, 1976,
A paper by JT Starley entitled "Microstructure and Toughness of High Strength Aluminum Alloys" regarding properties related to fracture toughness shows that generally in sheets of AA 2024, toughness decreases with increasing strength. Also, in the same paper, the same is true for AA 7
It is also seen to be true on the 0500 plate. More desirable alloys allow an increase in strength with minimal or no reduction in toughness, or toughness when strength is increased to obtain a more desirable combination of strength and toughness. It allows for controlled processing steps. Furthermore, in the preferred alloy, a combination of strength and toughness is obtained with an aluminum-lithium alloy that provides a density reduction of the order of 5 to 15%. Such alloys find wide application in the aerospace industry where they are light weight, high strength and tough, leading to fuel savings. Thus, it is possible to obtain quality properties of great strength with little or no loss of toughness, or to produce a unique aluminum-lithium alloy product in which the control of toughness is significantly superior when strength is increased. To be admitted.

【０００６】[0006]

【発明が解決しようとする課題】本発明は上述のような
合金の使用を制限していた諸問題を解決して、等方性組
織または構造を与え、また強度特性を改善するとともに
大なる靱性を保持するように処理でき、または靱性を制
御されたレベルに保持して所望の強度を与えるように処
理できる改良されたリチウム含有アルミニウム基合金製
品を提供することを目的とする。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention solves the problems that have limited the use of alloys as described above to provide an isotropic structure or structure, improves strength properties and provides greater toughness. It is an object of the present invention to provide an improved lithium-containing aluminum-based alloy product that can be treated to maintain the strength of steel or to maintain toughness at a controlled level to provide the desired strength.

【０００７】[0007]

【課題を解決する為の手段】本発明によつて、改良され
た特性、特に短い横方向および４５°方向における改良
された特性を有するリチウム含有アルミニウム基合金製
品およびその製造方法が提供される。この製品は０．２
から５．０重量％までのＬｉと、０．０５から６．０重
量％までのＭｇと、少なくとも２．４５重量％のＣｕ
と、０．１から１．０重量％までのＭｎと、０．０５か
ら１２重量％までのＺｎと、最大０．５重量％のＦｅ
と、最大０．５重量％のＳｉと、残部アルミニウムおよ
び付随不純物とを含んでいる。このような製品を製造す
る方法はリチウム含有アルミニウム基合金の本体を作
り、この本体を一連の低温熱間加工作業を行うための温
度に加熱してこの本体を再結晶を行う状態になすことを
含んでいる。このような低温熱間加工作業は中間製品を
作るのに利用されるのである。その後で、この中間製品
が再結晶されて、次に最終製品に熱間加工されるのであ
る。SUMMARY OF THE INVENTION In accordance with the present invention, there is provided a lithium-containing aluminum-based alloy product having improved properties, particularly in the short transverse and 45 ° directions, and a method of making the same. This product is 0.2
To 5.0 wt% Li, 0.05 to 6.0 wt% Mg, and at least 2.45 wt% Cu.
And 0.1 to 1.0 wt% Mn, 0.05 to 12 wt% Zn, and a maximum of 0.5 wt% Fe.
And a maximum of 0.5 wt% Si and the balance aluminum and associated impurities. A method of manufacturing such a product involves making a body of a lithium-containing aluminum-based alloy, heating the body to a temperature for performing a series of low temperature hot working operations, and placing the body in a state for recrystallization. Contains. Such low temperature hot working operations are used to make intermediate products. The intermediate product is then recrystallized and then hot worked into the final product.

【０００８】上述とは異なり、細長い形状の粒子を有す
る再結晶されたシート製品を提供することが望まれる場
合には、この中間製品が冷間圧延されて前述の細長い再
結晶された粒子を与える最終的な寸法になされるのであ
る。このような粒子を保持するために、冷間圧延された
製品は中間焼きなましを必要とすることがある。熱間圧
延の後では、製品は全般的に強い加工組織特性を欠く冶
金学的組織を有する。すなわち、この組織は等方性の性
質を有し、例えば４５°および短い横方向における改善
された特性を発揮するのである。最終的形状になされた
製品は溶体化処理され、急冷され、時効硬化されて、再
結晶されるか、または再結晶されていない製品を提供す
るのである。In contrast to the above, if it is desired to provide a recrystallized sheet product having elongated shaped particles, this intermediate product is cold rolled to provide the elongated elongated recrystallized particles described above. The final dimensions are made. To retain such particles, cold rolled products may require an intermediate anneal. After hot rolling, the product generally has a metallurgical texture that lacks strong textured properties. That is, the texture is isotropic in nature and exhibits improved properties, for example at 45 ° and short transverse directions. The final shaped product is solution treated, quenched, age hardened to provide a recrystallized or non-recrystallized product.

【０００９】[0009]

【実施例】本発明の合金は０．５５から４．０重量％ま
でのＬｉと、０から５．０重量％までのＭｇと、５．０
重量％までのＣｕと、０から１．０重量％までのＺｒ
と、０から２．０重量％までのＭｎと、０から９．０重
量％までのＺｎと、最大０．５重量％のＦｅと、最大
０．５重量％のＳｉと、残部アルミニウムおよび付随不
純物とを含有することができる。不純物はそれぞれ約
０．２５重量％に制限されるのが望ましく、不純物の組
合せは０．５重量％を超過しないのが望ましい。このよ
うな制限値内において、総ての不純物の総合計が０．５
重量％を超過しないのが望ましいのである。EXAMPLE The alloys of the present invention are 0.55 to 4.0 wt% Li, 0 to 5.0 wt% Mg, 5.0
Cu up to wt% and Zr from 0 to 1.0 wt%
0 to 2.0% by weight Mn, 0 to 9.0% by weight Zn, up to 0.5% by weight Fe, up to 0.5% by weight Si and the balance aluminum and incidental It may contain impurities. The impurities are preferably limited to about 0.25% by weight each, and the combination of impurities preferably does not exceed 0.5% by weight. Within such limits, the total sum of all impurities is 0.5
It is desirable not to exceed the weight percent.

【００１０】本発明の合金は、０．２から５．０重量％
までのＬｉと、０．５から６．０重量％までのＭｇと、
少なくとも２．４５重量％のＣｕと、０．０５から１２
重量％までのＺｎと、０．１から１．０重量％までのＭ
ｎと、最大０．１重量％のＺｒと、最大０．５重量％の
Ｆｅと、最大０．５重量％のＳｉと、残部アルミニウム
および付随不純物とを含むのが望ましい。The alloy of the present invention contains 0.2 to 5.0% by weight.
Up to Li and 0.5 to 6.0 wt% Mg,
At least 2.45 wt% Cu and 0.05 to 12
Zn up to wt% and M from 0.1 to 1.0 wt%
It is desirable to include n, a maximum of 0.1 wt% Zr, a maximum of 0.5 wt% Fe, a maximum of 0.5 wt% Si, and the balance aluminum and associated impurities.

【００１１】典型的には、本発明による合金は１．５か
ら３．０重量％までのＬｉと、２．５から５．０重量％
までのＣｕと、０．２から２．５重量％までのＭｇと、
０．２から１１重量％までのＺｎと、０．１から０．８
重量％までのＭｎと、残部アルミニウムおよび前述で特
定された不純物とを含むことができる。典型的な合金の
組成は、１．８から２．５重量％までのＬｉと、２．５
５から２．９重量％までのＣｕと、０．２から２．０重
量％までのＺｎと、０．１から０．７重量％までのＭｎ
と、最大０．１５重量％のＺｒと、それぞれ最大０．３
重量％のＦｅおよびＳｉとを含むことができる。Typically, alloys according to the invention will contain from 1.5 to 3.0% by weight of Li and from 2.5 to 5.0% by weight.
Cu and 0.2 to 2.5 wt% Mg,
Zn from 0.2 to 11 wt% and 0.1 to 0.8
It may contain up to wt% Mn and the balance aluminum and the impurities specified above. A typical alloy composition is 1.8 to 2.5 wt% Li and 2.5
5 to 2.9 wt% Cu, 0.2 to 2.0 wt% Zn, 0.1 to 0.7 wt% Mn
And a maximum of 0.15 wt% Zr and a maximum of 0.3 each
It may include wt% Fe and Si.

【００１２】適当な合金の組成は１．９から２．４重量
％までのＬｉと、２．５５から２．９重量％までのＣｕ
と、０．１から０．６重量％までのＭｇと、０．５から
１．０重量％までのＺｎと、０．１から０．７重量％ま
でのＭｎと、最大０．１５重量％のＺｒと、それぞれ最
大０．２５重量％のＦｅおよびＳｉと、残部アルミニウ
ムとを含んでいる。A suitable alloy composition is 1.9 to 2.4 wt% Li and 2.55 to 2.9 wt% Cu.
And 0.1 to 0.6% by weight of Mg, 0.5 to 1.0% by weight of Zn, 0.1 to 0.7% by weight of Mn, and a maximum of 0.15% by weight. Zr, and Fe and Si at the maximum of 0.25 wt% each, and the balance aluminum.

【００１３】本発明においては、リチウムは、密度を著
しく減少させるのを可能になすのみでなく、引張りおよ
び降伏強度を著しく改善し、また弾性係数を改善するの
で甚だ重要である。さらに、リチウムが含有されること
は疲労抵抗を改善する。しかし、最も顕著なことは、リ
チウムの存在がその他の合金元素の制御された量と組合
される場合に強度および破壊靱性の独特の優れた組合せ
を与えるとともに、密度の意味のある減少を保ち得るこ
とである。０．５重量％以下のＬｉでは合金の密度の著
しい減少を与えず、また４重量％のＬｉは他の合金元素
の著しい量に関係してリチウムの溶解度の限界に近いこ
とが認められている。現在においては、高いレベルのリ
チウムの含有量が合金製品の靱性および強度の組合せを
改善するとは期待されていないのである。In the present invention, lithium is of great importance because it not only allows the density to be significantly reduced, but also significantly improves the tensile and yield strengths and the elastic modulus. Further, the inclusion of lithium improves fatigue resistance. But most notably, it gives a unique and excellent combination of strength and fracture toughness when the presence of lithium is combined with controlled amounts of other alloying elements, while retaining a meaningful reduction in density. That is. It has been found that less than 0.5 wt% Li gives no significant reduction in alloy density, and 4 wt% Li is close to the solubility limit of lithium in relation to significant amounts of other alloying elements. .. At present, high levels of lithium content are not expected to improve the toughness and strength combination of alloy products.

【００１４】銅、特に本発明により使用されるために上
述された範囲の含有量における銅に関しては、これの存
在が高い強度レベルにおける破壊靱性の損失を減少させ
ることによって合金製品の特性を向上させるのである。
すなわち、本発明においては、例えばリチウムと比較し
て銅は靱性および強度の向上された組合せを与えるので
ある。例えば、もし銅を伴わないでリチウムの附加的な
添加が強度を増加するために利用される場合には、靱性
の減少が、銅が強度を増すために使用される場合よりも
さらに大きくなるのである。従って、本発明において
は、合金を選ぶ場合に、所望の靱性および強度の両者を
平衡させるように選択することが重要である。何故なら
ば本発明によって両方の元素がともにそれぞれ独特な態
様で靱性および強度を与えるように働くからである。上
述した範囲が固執され、特に銅の上限に関して固執され
ることが重要である。何故ならば、余剰の含有量は破壊
靱性に悪影響を与える恐れのある金属間化合物の望まし
くない形成に導かれる恐れがあるからである。With respect to copper, especially copper in the contents of the ranges mentioned above for use in accordance with the present invention, its presence improves the properties of the alloy product by reducing the loss of fracture toughness at high strength levels. Of.
That is, in the present invention, copper provides a combination of improved toughness and strength as compared to, for example, lithium. For example, if the additive addition of lithium without copper is utilized to increase strength, the reduction in toughness will be even greater than if copper is used to increase strength. is there. Therefore, in the present invention, when choosing an alloy, it is important to choose to balance both the desired toughness and strength. This is because, according to the present invention, both elements work together to impart toughness and strength in a unique manner. It is important that the ranges mentioned above be adhered to, especially with respect to the copper upper limit. This is because the excess content can lead to the undesired formation of intermetallic compounds which can adversely affect the fracture toughness.

【００１５】このアルミニウム合金の場合、マグネシウ
ムは、密度を僅かに減少させるから、この点では有利で
あるけれども、主として強度を増加する目的で添加され
るのである。マグネシウムに対して上述された上限に固
執することが重要である。何故ならば余剰のマグネシウ
ムは破壊靱性に悪影響を与える恐れがあり、特に粒子の
境界に望ましくない相を形成させることによって悪影響
を与える恐れがあるのである。In the case of this aluminum alloy, magnesium is added mainly for the purpose of increasing the strength although it is advantageous in this respect because it slightly reduces the density. It is important to stick to the upper limit mentioned above for magnesium. Excess magnesium can adversely affect fracture toughness, especially by forming undesirable phases at grain boundaries.

【００１６】マンガンは粒子組織の制御に対して望まし
い材料であって、２．０重量％まで含有されることがで
き、望ましい量は０．１から１．０重量％までの範囲で
あるが、しかし、その他の粒子組織の制御材料は、典型
的には０．０１から０．２重量％までのＣｒ、Ｖ、Ｈ
ｆ、Ｚｒ、Ｔｉ、およびＳｃで、Ｈｆは典型的には０．
６重量％までのものを含むことができる。使用されるＺ
ｒのレベルは再結晶されるか、または再結晶されない組
織の何れが望まれるかに関係する。亜鉛の使用は強度の
増加されたレベル、特にマグネシウムとの組合せにおけ
る強度の増加されたレベルを生じさせる。しかし、余剰
量の亜鉛は金属間化合物相を形成させて靱性を損なう恐
れがある。Manganese is a desirable material for controlling the grain structure and can be contained up to 2.0% by weight, the preferred amount being in the range of 0.1 to 1.0% by weight, However, other grain structure control materials typically contain 0.01 to 0.2 wt% Cr, V, H.
f, Zr, Ti, and Sc, Hf is typically 0.
It can contain up to 6% by weight. Z used
The level of r is related to whether a recrystallized or non-recrystallized structure is desired. The use of zinc produces increased levels of strength, especially in combination with magnesium. However, an excessive amount of zinc may form an intermetallic compound phase and impair the toughness.

【００１７】亜鉛は重要である。何故ならば、マグネシ
ウムとの組合せにおいて、亜鉛が強度の改善されたレベ
ルを生じさせ、このことが亜鉛を含有しない合金に比較
して高いレベルの腐蝕抵抗を伴うようになす。特に有効
な亜鉛の量は、現在理解されている限り、マグネシウム
が０．０５から０．５重量％までの範囲内にある場合
に、０．１から２．０重量％までの範囲内である。Ｍｇ
が０．１から１重量％のまでの範囲内にある場合には、
ＭｇとＺｎとの比が約０．１から１．０未満の範囲内の
値に保つのが重要であるが、この比の望ましい値は０．
２から０．９までの範囲内であって、典型的な比は約
０．３から０．８までである。ＭｇのＺｎに対する比
は、Ｍｇの重量％が１から４．０までで、Ｚｎが０．２
から２．０まで、望ましくは０．２から０．９までの範
囲内に制御される場合には、１から６までの範囲になす
ことができる。Zinc is important. Because, in combination with magnesium, zinc gives rise to an improved level of strength, which is associated with a higher level of corrosion resistance compared to alloys containing no zinc. A particularly effective amount of zinc, as presently understood, is in the range of 0.1 to 2.0% by weight when magnesium is in the range of 0.05 to 0.5% by weight. .. Mg
Is in the range of 0.1 to 1% by weight,
It is important to keep the ratio of Mg to Zn within a range of about 0.1 to less than 1.0, but a desirable value for this ratio is 0.1.
Within the range of 2 to 0.9, a typical ratio is about 0.3 to 0.8. The ratio of Mg to Zn is such that the weight% of Mg is from 1 to 4.0 and Zn is 0.2.
To 2.0, preferably 1 to 6 if controlled in the range 0.2 to 0.9.

【００１８】１よりも小さいＭｇ／Ｚｎの比にて加工を
行うことは、加工された製品がさらに異方性を少なくさ
れるか、またはさらに大なる等方性を有する性質、すな
わち特性が総ての方向にさらに均一になされるようにな
るのを助ける点で重要である。すなわち、０．２から
０．８までの範囲内のＭｇ／Ｚｎの比にて加工を行うこ
とは、例えば改良された特性、例えば４５°の方向の改
良された特性を与えるような圧延によって得られる極め
て減少された熱間加工組織を有する最終製品を生じさせ
ることができる。Processing with a Mg / Zn ratio of less than 1 makes the processed product less anisotropic or more isotropic, ie the properties are total. It is important in helping to become more uniform in all directions. That is, working with a Mg / Zn ratio in the range of 0.2 to 0.8 can be obtained, for example, by rolling to give improved properties, for example in the direction of 45 °. It is possible to produce a final product with a significantly reduced hot-working structure which is obtained.

【００１９】１よりも小さいＭｇ／Ｚｎの比は別の理由
によっても重要である。すなわちＭｇ／Ｚｎの比を１よ
りも小さく、例えば０．５に保つことは、著しく改善さ
れた強度および破壊靱性を生じさせるだけでなく、著し
く改善された腐蝕抵抗を生じさせるのである。例えば、
ＭｇおよびＺｎの含有量がそれぞれ０．５重量％である
場合に腐蝕に対する抵抗力は著しく低下する。しかし、
Ｍｇの含有量が約０．３重量％で、Ｚｎの含有量が０．
５重量％である場合には、このような合金は高いレベル
の腐蝕に対する抵抗を有するのである。A Mg / Zn ratio of less than 1 is important for other reasons. That is, keeping the Mg / Zn ratio less than 1, for example 0.5, results not only in significantly improved strength and fracture toughness, but also in significantly improved corrosion resistance. For example,
When the contents of Mg and Zn are each 0.5% by weight, the resistance to corrosion is significantly reduced. But,
The content of Mg is about 0.3% by weight and the content of Zn is 0.
At 5% by weight, such alloys have a high level of resistance to corrosion.

【００２０】マンガンの量もまた精密に制御されなけれ
ばならない。マンガンは粒子組織の制御に寄与するよう
に、特に最終製品における粒子組織の制御に寄与するよ
うに添加されるのである。マンガンはまた分散相形成元
素であって、熱処理によって小さい粒子形状で沈澱さ
れ、１つの利点として強化作用を有する。Ａｌ₂₀Ｃｕ₂
Ｍｎ₃ およびＡｌ₁₂Ｍｇ₂ Ｍｎのような分散相がマンガ
ンによつて形成されることができる。クロムもまた粒子
組織の制御のために使用されることができるが、それ程
望ましいものではない。亜鉛の使用は増加されたレベル
の強度、特にマグネシウムとの組合せによって増加され
たレベルの強度を生じさせる。しかし、余剰量の亜鉛は
金属間化合物相の形成によって靱性を損なう恐れがある
のである。The amount of manganese must also be precisely controlled. Manganese is added so as to contribute to the control of the grain structure, particularly in the final product. Manganese is also a dispersed phase forming element and is precipitated in small particle form by heat treatment, with one advantage having a strengthening effect. Al ₂₀ Cu ₂
Dispersed phases such as Mn ₃ and Al ₁₂ Mg ₂ Mn can be formed by manganese. Chromium can also be used for grain texture control, but is less desirable. The use of zinc produces increased levels of strength, especially in combination with magnesium. However, the excessive amount of zinc may impair the toughness due to the formation of the intermetallic compound phase.

【００２１】ここで使用される靱性または破壊靱性なる
語は、例えば押出し加工物、鍛造物、シートまたはプレ
ートのような本体の亀裂またはその他の疵の不安定な成
長に対する抵抗力を意味するのである。The term toughness or fracture toughness, as used herein, means the resistance to unstable growth of cracks or other flaws in a body such as an extrudate, forging, sheet or plate. ..

【００２２】本発明は如何なる発明理論にも固執される
ことを望まないが、Ｚｎが添加されるにつれて、応力が
加えられた状態における剥離に対する抵抗力および亀裂
の伝播に対する抵抗力が増加すると信じられている。こ
のような性質は、ＺｎがＣｕに富んだ析出物の析出を促
進することによってマトリックス固溶体（ｍａｔｒｉｘ
ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎ）からのＣｕの不飽和
化を促進する事実に基づくものと信じられる。この作用
は溶液の潜在能力をさらに高い負の電荷値に変化させる
と信じられている。またＺｎが粒子の境界にＭｇ−Ｚｎ
支持相を形成して、これが伝播される亀裂と相互作用を
行い、亀裂の頂部を鈍化させ、または進行する亀裂を反
らせて、これによって負荷を与えられた状態における亀
裂の伝播に対する抵抗力を改善すると信じられている。While it is not desired that the present invention be adhered to any inventive theory, it is believed that as Zn is added, the resistance to delamination under stress and the resistance to crack propagation increases. ing. This property is due to the fact that Zn promotes the precipitation of Cu-rich precipitates, thereby promoting matrix solid solution (matrix).
It is believed to be based on the fact that it promotes desaturation of Cu from solid solutions. This action is believed to change the potential of the solution to a higher negative charge value. In addition, Zn is Mg-Zn at the boundary of the particles.
It forms a support phase that interacts with the cracks it propagates, blunts the crack tops or warps the cracks that progress, thereby improving resistance to crack propagation in the loaded state. It is believed that.

【００２３】上述のように制御された量の合金元素を有
する合金製品を提供することと同様に、強度および破壊
靱性の両者の最も望ましい特性を与えるために、合金が
特別の方法工程によって作られるのが望ましいのであ
る。従って、ここで説明された合金は鋳造製品に対して
この技術分野で現在使用されている、連続鋳造になすの
が望ましい鋳造技術によって適当な加工製品に製造され
るインゴットまたはビレットとして提供されることがで
きる。さらに、合金は所望の最終製品に関係して約２．
５４から５０．８または７６．２mmまで（０．１０から
２または３inまで）の厚さに圧延鋳造（ｒｏｌｌ ｃａ
ｓｔ）またはスラブ鋳造（ｓｌａｂ ｃａｓｔ）される
ことができる。合金はまた上述したような範囲内の組成
を有する粉末アルミニウム合金のような微細粒子から固
められたビレットの形状にて提供されることができるこ
とが注目されなければならない。このような粉末または
粒子材料は霧化、機械的合金製造および溶解スピニング
（ｍｅｌｔ ｓｐｉｎｎｉｎｇ）のような処理方法によ
って製造されることができる。インゴットまたはビレッ
トは引続く加工作業を行うための適当な材料ストックを
形成するように予め加工または附形されることができ
る。主な加工作業の前にこのような合金材料ストックは
均質化を施されるのが望ましく、またＬｉ、Ｃｕ、Ｚｎ
およびＭｇのような溶解可能の元素を溶解させて金属の
内部組織を均質化するために少なくとも１時間の期間４
８２．２２から５６５．５６℃まで（９００から１０５
０°Ｆまで）の範囲内の金属温度（ｍｅｔａｌ ｔｅｍ
ｐｅｒａｔｕｒｅ）になすのが望ましい。通常、このよ
うな加熱および均質化処理は４０時間よりも長く延長さ
れてはならない。しかし時間が長いことは通常不利益で
はない。２０から４０時間までの時間均質化温度に保持
することは全く適当である。As well as providing alloy products with controlled amounts of alloying elements as described above, alloys are made by special process steps to provide the most desirable properties of both strength and fracture toughness. Is desirable. Accordingly, the alloys described herein should be provided as ingots or billets produced into suitable processed products by the casting techniques currently used in the art for cast products, preferably continuous casting. You can In addition, the alloy is about 2. depending on the desired end product.
Roll cast to a thickness of 54 to 50.8 or 76.2 mm (0.10 to 2 or 3 in)
st) or slab cast. It should be noted that the alloy can also be provided in the form of a billet consolidated from fine particles such as a powdered aluminum alloy having a composition within the ranges as mentioned above. Such powder or particulate materials can be produced by processing methods such as atomization, mechanical alloying and melt spinning. The ingot or billet can be pre-processed or shaped to form a suitable material stock for subsequent processing operations. It is desirable that such alloy material stock be homogenized prior to the main processing operations, and also Li, Cu, Zn
And a period of at least 1 hour to dissolve soluble elements such as Mg and homogenize the internal structure of the metal.
82.22 to 565.56 ° C (900 to 105
Metal temperature in the range of 0 ° F (metal tem)
It is desirable to use the "perature". Normally, such heating and homogenizing treatment should not be extended for more than 40 hours. But a long time is usually not a disadvantage. It is quite appropriate to maintain the homogenization temperature for 20 to 40 hours.

【００２４】均質化処理の後で、金属はシート、プレー
トまたは押出し加工物またはその他の最終製品に附形す
るのに適当なストックのような材料ストックを製造する
ように圧延され、または押出し加工され、またはその他
の加工作業を施されることができる。シートまたはプレ
ート状の製品を製造するために、合金の本体はシート用
には２．５４から６．３５mmまで（０．１から０．２５
inまで）の範囲の厚さ、およびプレート用には６．３５
から１５２．４mmまで（０．２５から６．０inまで）の
範囲の厚さに熱間圧延されるのが望ましい。このような
熱間圧延の目的のために、温度は５３７．７８℃から下
って３９８．８９℃まで（１０００°Ｆから下って７５
０°Ｆまで）の範囲内でなければならない。最初におけ
る金属温度は４５４．４４から５２３．８９まで（８５
０から９７５°Ｆまで）の範囲内になすのが望ましい。After the homogenization treatment, the metal is rolled or extruded to produce a stock of material, such as a sheet, plate or stock suitable for shaping into an extrudate or other final product. , Or other processing operations can be performed. For the production of sheet or plate shaped products, the body of the alloy is 2.54 to 6.35 mm (0.1 to 0.25 mm) for sheets.
up to in) and 6.35 for plates
Preferably, it is hot rolled to a thickness in the range of 1 to 152.4 mm (0.25 to 6.0 in). For purposes of such hot rolling, temperatures are reduced from 537.78 ° C. to 398.89 ° C. (1000 ° F. to 75 ° C.).
Must be within 0 ° F). The metal temperature at the beginning is from 454.44 to 523.89 (85
0 to 975 ° F).

【００２５】プレート状の製品の企図された用途が、厚
い断面が使用される翼部のスパー用である時には、通常
熱間圧延以外の作業は不必要である。企図された使用が
さらに薄い寸法を必要とする翼部または本体のパネルで
ある場合には、冷間圧延によるような、さらに進んだ厚
さの減少が与えられる。このような減少は例えば０．２
５４から６．３２５mmまで（０．０１０から０．２４９
inまで）の範囲のシートの厚さで、通常０．７７６から
４．０６mm（０．０３０から０．１６inまで）の範囲の
厚さになし得るのである。When the intended use of the plate-like product is for airfoil spar where thick cross sections are used, operations other than hot rolling are usually unnecessary. If the intended use is a wing or body panel that requires thinner dimensions, a further reduction in thickness is provided, such as by cold rolling. Such a reduction is, for example, 0.2
54 to 6.325 mm (0.010 to 0.249
Sheet thicknesses in the range of up to (in) can typically be achieved in the range of 0.776 to 4.06 mm (from 0.030 to 0.16 in).

【００２６】合金の本体を所望の厚さまで加工した後
で、シート、プレートまたはその他の加工製品は固溶可
能の元素を固溶させるために溶体化処理を施される。こ
の溶液加熱処理は４８２．２２から５６５．５６℃まで
（９００から１０５０°Ｆまで）の範囲内の温度で行わ
れるのが望ましく、プレート用には再結晶されない粒子
構造を、またシート用には再結晶された粒子構造を作る
ようになされるのが望ましい。After processing the alloy body to the desired thickness, the sheet, plate or other processed product is subjected to a solution treatment to form a solid solution with the solid solution elements. This solution heat treatment is preferably carried out at a temperature in the range of 482.22 to 565.56 ° C (900 to 1050 ° F), which results in a non-recrystallized grain structure for plates and for sheets. It is preferably adapted to produce a recrystallized grain structure.

【００２７】本発明においては、短い横方向の特性、例
えば短い横方向の靱性はリチウム含有アルミニウム基合
金の合金製造方法と組合された、注意深く制御された熱
的および機械的作業によって改善されることができる。
従って、短い横方向特性、例えば短い横方向の靱性およ
び延性を改善する目的で、リチウム含有アルミニウム基
合金のジルコニウム含有量は０から０．１５重量％まで
の範囲内に保持されなければならない。このジルコニウ
ムは０．０１から０．１２重量％までの範囲内で、典型
的な量が０．０１から０．１重量％までの範囲内にある
ようになされる。粒子の境界の移動を減速させる微細な
分散相を形成でき、処理中にジルコニウムと同様の効果
を有する他の元素、例えばクロム、セリウム（０．０１
から０．５重量％まで）、ハフニウム、バナジウム、マ
ンガン、スカンジウム（０．０１から０．２重量％ま
で）も使用できる。しかし、これらの他の元素の量はジ
ルコニウムと同様の効果を生じさせるために変化でき、
何れのこれらの元素の量も中間製品の再結晶を可能にな
すが、しかもこの量は再結晶されない製品、例えばプレ
ート製品が望まれる場合には、溶液加熱の間の再結晶を
減速させるのに充分なように多量になされなければなら
ない。もし、再結晶された製品、例えばシート製品が望
まれる場合には、これらの元素は低く保たれなければな
らないのである。In the present invention, short transverse properties, such as short transverse toughness, are improved by carefully controlled thermal and mechanical operations in combination with a method of making lithium-containing aluminum-based alloys. You can
Therefore, the zirconium content of the lithium-containing aluminum-based alloy must be kept within the range of 0 to 0.15 wt% for the purpose of improving short transverse properties, such as short transverse toughness and ductility. The zirconium is made in the range 0.01 to 0.12% by weight, with typical amounts being in the range 0.01 to 0.1% by weight. Other elements, such as chromium, cerium (0.01) that can form a finely dispersed phase that slows the movement of grain boundaries and has similar effects to zirconium during processing.
To 0.5 wt%), hafnium, vanadium, manganese, scandium (0.01 to 0.2 wt%) can also be used. However, the amount of these other elements can be varied to produce a similar effect as zirconium,
The amount of any of these elements allows recrystallization of the intermediate product, yet this amount is sufficient to slow down recrystallization during solution heating if a non-recrystallized product, such as a plate product, is desired. It must be done in large quantities enough. If recrystallized products, such as sheet products, are desired, these elements must be kept low.

【００２８】本発明を図示する目的で、合金のインゴッ
トが最初の熱間加工作業の前に加熱された。この温度
は、実質的な量の粒界析出物、すなわち元のデンドライ
トの粒界に存在する粒子の実質的な量が溶解されないよ
うに制御されなければならないのである。すなわち、も
しさらに高い温度が使用される場合に、これらの粒界析
出物の大部分が溶解されて、通常後の作業が有効でなく
なるようになるのである。もし温度が低過ぎる場合に
は、インゴットは亀裂を生じなければ変形しないように
なる。従って、インゴットまたは加工材料ストックは３
１５．５６から５１０．００℃まで（６００から９５０
°Ｆまで）の範囲内の温度に、さらに望ましくは３７
１．１１から４８２．２２℃まで（７００から９００°
Ｆまで）の範囲内の温度に、典型的には４２６．６７か
ら４６５．５６℃まで（８００から８７０°Ｆまで）の
範囲内の温度に加熱されなければならないのである。こ
の工程は低温予熱と称されるのである。For purposes of illustrating the present invention, an alloy ingot was heated prior to the first hot working operation. This temperature must be controlled so that a substantial amount of the grain boundary precipitates, ie the grains present at the original dendrite grain boundaries, are not dissolved. That is, if higher temperatures are used, most of these intergranular precipitates will be dissolved, rendering the subsequent work normally ineffective. If the temperature is too low, the ingot will not deform unless cracked. Therefore, 3 ingots or processing stock
15.56 to 510.00 ° C (600 to 950
Up to ° F), more preferably 37
1.11 to 482.22 ° C (700 to 900 °
It must be heated to a temperature in the range (up to F), typically 426.67 to 465.56 ° C (800 to 870 ° F). This process is called low temperature preheating.

【００２９】所望の場合には、インゴットは最終製品に
悪影響を与えないでこの低温予熱の前に均質化されるこ
とができる。しかし、現在理解されている限り、このよ
うな予熱は、特性を何等犠牲にしないで事前の均質化を
行うことなく行われることができるのである。If desired, the ingot can be homogenized before this low temperature preheating without adversely affecting the final product. However, as currently understood, such preheating can be done without any prior homogenization without sacrificing any properties.

【００３０】インゴットがこの状態に加熱された後で、
中間製品を作るために高温／温暖加工（ｈｏｔ／ｗａｒ
ｍｅｄ ｗｏｒｋｅｄ）または高温／温暖圧延加工（ｈ
ｏｔ／ｗａｒｍｅｄ ｒｏｌｌｅｄ）される。すなわ
ち、一度インゴットが低温予熱状態に達すると、次の作
業を行い得る準備状態になされるのである。しかし、予
熱温度にさらに長く置くことは不利である。例えば、イ
ンゴットは２０から３０時間までの間予熱温度に保持で
きるが、本発明の目的のためには、１時間より短い時間
で充分である。もし、インゴットが最終製品としてプレ
ートの形状に圧延される場合には、この最初の熱間加工
はインゴットをプレートの１．５から１５倍まで厚さに
減少することができる。望ましい減少率はプレートの厚
さの１．５から５倍までであって、典型的な減少率は最
初のプレートの厚さの２から３倍までである。予備的な
熱間加工は低温予熱の温度範囲内で開始されることがで
きる。しかしこの予備熱間加工は５３７．７８から２０
４．４４℃まで（１００から４００°Ｆまで）の範囲内
の温度で行うことができる。この加工工程は熱間加工と
して示されたが、本発明の目的のためにさらに便利に低
温熱間加工または温間加工と称されることができる。さ
らに、同じまたは同様の効果が単一に、または組合され
て一連の、または変形形態の温度予熱工程および低温熱
間加工工程によって得られることができ、このようなこ
とは本発明の範囲内にあるのである。After the ingot has been heated to this state,
Hot / warm processing (hot / war) to make intermediate products
med work) or hot / warm rolling (h
ot / warmed rolled). That is, once the ingot reaches the low temperature preheat state, it is ready for the next work. However, it is disadvantageous to keep the preheating temperature longer. For example, the ingot can be kept at the preheating temperature for 20 to 30 hours, but a time shorter than 1 hour is sufficient for the purposes of the present invention. If the ingot is rolled into the shape of a plate as the final product, this first hot working can reduce the ingot to a thickness of 1.5 to 15 times the plate. The desired reduction rate is 1.5 to 5 times the plate thickness, and a typical reduction rate is 2 to 3 times the original plate thickness. The preliminary hot working can be started within the temperature range of low temperature preheating. However, this pre-hot working is from 537.78 to 20.
It can be carried out at temperatures in the range up to 4.44 ° C (100 to 400 ° F). Although this processing step has been designated as hot working, it can be more conveniently referred to as low temperature hot working or warm working for the purposes of this invention. Furthermore, the same or similar effects may be obtained singly or in combination by a series or variants of temperature preheating and cold hot working steps, which are within the scope of the invention. There is.

【００３１】この最初の低温熱間加工工程の後で、中間
製品はその粒構造を再結晶させるのに充分に高い温度ま
で加熱される。再結晶の目的のために、温度は４８２．
２２から５６０℃まで（９００から１０４０°Ｆまで）
の範囲になすことができるが、望ましい再結晶温度は５
２６．６７から５４８．８９℃まで（９８０から１０２
０°Ｆまで）である。例えば本発明によって製造される
プレートの短い横方向の特性の改善を可能になすのが再
結晶工程、特に初期の工程に関連する再結晶工程であ
る。若し著しく余剰のジルコニウムが含有される場合に
は、再結晶は生じない。再結晶なる語を使用することに
よって部分的な再結晶および完全な再結晶を包含するこ
とを意味する。After this first low temperature hot working step, the intermediate product is heated to a temperature high enough to recrystallize its grain structure. For the purpose of recrystallization, the temperature is 482.
22 to 560 ° C (900 to 1040 ° F)
However, the preferable recrystallization temperature is 5
26.67 to 548.89 ° C (980 to 102
Up to 0 ° F). For example, it is the recrystallization process, in particular the recrystallization process associated with the initial process, which makes it possible to improve the short transverse properties of the plates produced according to the invention. Recrystallization does not occur if a significant excess of zirconium is contained. By using the term recrystallization is meant to include partial recrystallization and complete recrystallization.

【００３２】再結晶の後で、中間製品はさらに最初製品
の形状まで熱間加工され、または熱間圧延される。以前
に注目したように、シートまたはプレート状の製品を製
造するためには、中間製品は熱間圧延されて、例えばシ
ート用には２．５４から６．３５mmまで（０．１から
０．２５inまで）の範囲内の厚さに、またプレート用に
は６．３５から２５４mmまで（０．２５から１０．０i
n）までの範囲の厚さになされるのである。このような
最終的な熱間加工作業のためには、温度は５４８．８９
から３９８．８９℃まで（１０２０から７５０°Ｆま
で）の範囲内になされなければならないが、最初に金属
温度が４８２．２２から６３７．７８℃まで（９００か
ら１０００°Ｆまで）の範囲になされるのが望ましい。
この最後の熱間加工工程に関しては、温度が注意深く制
御されることが重要である。After recrystallization, the intermediate product is further hot worked or hot rolled to the original product shape. As previously noted, in order to produce sheet or plate shaped products, the intermediate product is hot rolled, eg for sheets from 2.54 to 6.35 mm (0.1 to 0.25 in. Up to) and 6.35 to 254 mm (0.25 to 10.0i for plates)
The thickness is up to n). For such final hot working operation, the temperature is 548.89.
To 398.89 ° C (1020 to 750 ° F), but first the metal temperature is in the range of 482.22 to 637.78 ° C (900 to 1000 ° F). Is desirable.
For this last hot working step, it is important that the temperature be carefully controlled.

【００３３】改善された短い横方向特性を得るために、
前述したように溶体化処理が行われ、例えば実質的に再
結晶されない粒子組織を得ることを保証するように注意
しなければならない。従って、本発明による合金は溶体
化処理の間に最終製品の再結晶を減速させるために最少
のレベルのジルコニウムおよび／またはマンガンを含有
していなければならない。さらに、同じ理由で、最終の
熱間加工工程の間に低過ぎる温度を使用して、これに付
随する問題を生じないように監視する注意をしなければ
ならない。すなわち、最終的な熱間加工工程にて加えら
れる不当に大きい量の加工は溶体化処理の間に最終製品
の再結晶を生じさせるから、従って、このようなことは
回避しなければならないのである。In order to obtain improved short lateral properties,
Care must be taken to ensure that the solution treatment is carried out as described above, for example to obtain a grain structure that is substantially non-recrystallized. Therefore, the alloy according to the present invention must contain a minimum level of zirconium and / or manganese during the solution treatment to slow down recrystallization of the final product. Moreover, for the same reason, care must be taken to use temperatures that are too low during the final hot working step to avoid the problems associated with this. That is, unreasonably large amounts of processing added in the final hot working step cause recrystallization of the final product during the solution heat treatment, and so such must be avoided. ..

【００３４】もし剥離腐蝕および応力腐蝕亀裂の両者に
対する抵抗力を有するシート製品を製造することが望ま
れる場合には、中間製品は再結晶工程の後でシートの厚
さまで冷間圧延されることができる。ここで使用される
冷間圧延なる語によって、低温、例えば３７．７８から
１４８．８９℃まで（１００から３００°Ｆまで）の温
度または室温度で圧延を行うことを意味する。このこと
は再結晶工程の間に形成された粒を引伸ばす効果を有す
る。剥離腐蝕および応力腐蝕亀裂の両者に対する大なる
抵抗力を与えるのはこのような細長い粒子である。これ
らの粒は１．５から２０まで、望ましくは２から２０ま
での縦横比を有することができる。このような細長い粒
を形成するために、中間に焼きなまし工程を介在させて
数回の冷間圧延パスを行うことが必要である。さらに、
このような細長い粒を保持するためには、粒が元の形状
に戻るのを回避するような溶液加熱処理温度になす注意
が必要である。従って、冷間圧延の後で、シート製品に
段階的な焼きなましを施し、その際にシート製品は溶体
化処理温度まで加熱される前に、最初に３９８．８９か
ら４２６．６７℃まで（７５０から８００°Ｆまで）の
温度に加熱され、次に例えば 1／2 から３０時間までの
期間にわたって１．１１から１１１．１１℃／hrまで
（２から２００°Ｆ／hrまで）、典型的には５．５６か
ら８．３３°Ｆ／hrまで（１０から１５°Ｆ／hrまで）
の温度上昇率で約４８２．２２℃（９００°Ｆ）まで加
熱されるのである。If it is desired to produce a sheet product having resistance to both peel corrosion and stress corrosion cracking, the intermediate product may be cold rolled to the sheet thickness after the recrystallization process. it can. The term cold rolling as used herein means to carry out rolling at low temperatures, for example temperatures of 37.78 to 148.89 ° C. (100 to 300 ° F.) or room temperature. This has the effect of stretching the grains formed during the recrystallization process. It is these elongated particles that provide the greatest resistance to both exfoliation and stress corrosion cracking. These grains can have an aspect ratio of 1.5 to 20, preferably 2 to 20. In order to form such elongated grains, it is necessary to perform several cold rolling passes with an annealing process interposed therebetween. further,
In order to retain such elongated grains, care must be taken in the solution heat treatment temperature to avoid the grains returning to their original shape. Therefore, after cold rolling, the sheet product is subjected to a stepwise anneal, in which the sheet product is first heated from 398.89 to 426.67 ° C. (from 750 Heated to a temperature of up to 800 ° F.) and then for example from 1.11 to 111.11 ° C./hr (2 to 200 ° F./hr), typically over a period of 1/2 to 30 hours. From 5.56 to 8.33 ° F / hr (from 10 to 15 ° F / hr)
At a rate of temperature rise of about 900 ° F. (4822.22 ° C.).

【００３５】もし、最終製品が、異方性が少なく、すな
わちより一層等方性の性質であること、すなわち総ての
方向に多少とも均質であることが要求される場合には、
低温熱間加工作業はさらに制御を必要とする。すなわ
ち、もし、最終製品が実質的に強い加工組織または全般
的に強い加工組織を欠くことが要求される場合には、こ
のような特性を得るために低温熱間加工作業が行われる
のである。例えば、４５°の特性を改善するために、加
工作業および温度が一連の工程に対して制御されるよう
になされている場合に１つの工程の低温熱間加工作業が
行われることができる。従って、この作業の１つの実施
例においては、低温予熱の後で、インゴットが元のイン
ゴットの厚さの約５から３５％まで低温熱間加工作業の
最初の工程で減少されるのであるが、その場合の望まし
い減少率は厚さの１０から２５％までの程度である。こ
の最初の工程のための温度は約３５１．６７から４９
６．１１℃まで（６６５から９２５°Ｆまで）の範囲内
にしなければならない。この作業の第２の工程において
は、減少率は最初の工程を経た材料の厚さの２０から５
０％までの程度で、典型的な減少率は約２５から３５％
までである。第２の工程における温度は３４８．８９℃
（６６０°Ｆ）より高くてはならず、望ましいのは２６
０から３４３．３３℃まで（５００から６５０°Ｆま
で）の範囲内である。第３の工程においては、減少率は
第２の工程を経た材料の厚さの２０から４０％まででな
ければならず、温度は１７６．６７から２６０℃まで
（３５０から５００°Ｆまで）の範囲内でなければなら
ないが、典型的な温度は２０４．４４から２４６．１１
℃まで（４００から４７５°Ｆまで）の範囲内である。
これらの工程によって前述したような再結晶された中間
製品が形成されるのである。このような中間製品の典型
的な再結晶された組織が図２に示されている。本発明の
便宜のために、温度制御に関連する低温予熱、低温熱間
加工および中間製品の再結晶はここでは再結晶効果と称
されていて、この再結晶効果は本発明によって機械的特
性の異方性を穏やかにし、所望の場合には、等方性の性
質を有する最終製品を作り出すのである。本発明の実施
例は３工程処理方法を参照して示されたが、本発明の範
囲は必ずしもこれに制限されるものではないことは注意
しなければならない。例えば、所望の特性に関係する異
方性を制御するのに使用される多くの低温熱間加工作業
が可能であり、このことは、ここで示されている教示、
特に低温熱間加工作業および中間製品の再結晶を利用す
る教示の結果として達成できるのである。このような制
御は、アルミニウム−リチウム合金の組成の僅かな変更
と組合される場合に、さらに一層有効になり得る。例え
ば、２工程の低温熱間加工作業が使用できるのである。
３工程の処理方法においては、低温熱間加工の最後の２
つの工程が中間製品における所望の微細組織を作るのに
さらに重要である。また、温度変化の方向（ｔｅｍｐｅ
ｒａｔｕｒｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）がそれぞれの工程
に対して逆にされることができ、または低温および高温
の組合せが低温熱間加工作業の間に利用されることがで
きるのである。これらの説明は必ずしも本発明の範囲を
制限するように意図されたものではなく、ここで説明さ
れた新規な方法の結果として得られる新規な方法および
アルミニウム−リチウム合金製品を示すものとして説明
されたものである。If the final product is required to have low anisotropy, ie to be more isotropic in nature, ie to be more or less homogeneous in all directions,
Low temperature hot working operations require more control. That is, if the final product is required to lack a substantially strong working texture or a generally strong working texture, a low temperature hot working operation is performed to obtain such properties. For example, in order to improve the 45 ° characteristic, a one-step low temperature hot working operation can be performed when the processing operation and temperature are adapted to be controlled for a series of steps. Thus, in one embodiment of this operation, after low temperature preheating, the ingot is reduced to about 5 to 35% of the original ingot thickness in the first step of the low temperature hot working operation. The desired rate of reduction in that case is on the order of 10 to 25% of the thickness. The temperature for this first step is about 351.67 to 49
Must be in the range of up to 6.11 ° C (665 to 925 ° F). In the second step of this operation, the reduction rate is from 20 to 5 of the thickness of the material that has undergone the first step
Up to 0%, typical reduction rate is about 25 to 35%
Up to. The temperature in the second step is 348.89 ° C.
Not higher than (660 ° F), preferably 26
Within the range of 0 to 343.33 ° C (500 to 650 ° F). In the third step, the rate of reduction must be 20 to 40% of the thickness of the material that has undergone the second step, and the temperature can be from 176.67 to 260 ° C (350 to 500 ° F). Must be within range, but typical temperatures are 204.44 to 246.11.
Within the range of up to ° C (400 to 475 ° F).
By these steps, the recrystallized intermediate product as described above is formed. A typical recrystallized structure of such an intermediate product is shown in FIG. For the sake of convenience of the present invention, low temperature preheating, low temperature hot working and recrystallization of intermediate products related to temperature control are referred to herein as recrystallization effect, which is according to the invention a mechanical property. It moderates the anisotropy and, if desired, produces a final product with isotropic properties. It should be noted that although the embodiments of the present invention have been shown with reference to a three-step processing method, the scope of the present invention is not necessarily limited thereto. For example, many low temperature hot work operations used to control the anisotropy associated with a desired property are possible, which can be achieved by the teachings provided herein,
In particular, it can be achieved as a result of teachings utilizing low temperature hot working operations and recrystallization of intermediate products. Such control can be even more effective when combined with slight changes in the composition of the aluminum-lithium alloy. For example, a two step low temperature hot working operation can be used.
In the three-step treatment method, the last two
Two steps are more important in producing the desired microstructure in the intermediate product. Also, the direction of temperature change (tempe
The rate direction can be reversed for each step, or a combination of cold and hot can be utilized during cold hot working operations. These descriptions are not necessarily intended to limit the scope of the present invention, but have been set forth as showing the novel methods and aluminum-lithium alloy products resulting from the novel methods described herein. It is a thing.

【００３６】最終製品およびこのような製品を形成する
作業に必要な所望の強度および破壊靱性および腐蝕抵抗
力をさらに与えるために、製品は急冷されて以下に説明
される強化相（ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ ｐｈａｓ
ｅ）の制御されない析出を阻止、または最小限にしなけ
ればならない。To further provide the desired strength and fracture toughness and corrosion resistance required for the final product and the operation of forming such product, the product is quenched to provide the strengthening phase described below.
The uncontrolled precipitation of e) should be prevented or minimized.

【００３７】従って、本発明を実施するに際して、急冷
速度が溶液温度から約９３．３３℃（２００°Ｆ）の温
度またはそれ以下になるまで少なくとも５５．５６℃毎
秒（１００°Ｆ毎秒）になすことが望ましい。望ましい
急冷速度は、４８２．２２℃（９００°Ｆ）またはそれ
以上から９３．３３℃（２００°Ｆ）またはそれ以下ま
での温度範囲内で、少なくとも１１１．１１℃毎秒（２
００°Ｆ毎秒）である。金属が約９３．３３℃毎秒（２
００°Ｆ）の温度に達した後で、金属は空冷されること
ができる。本発明の合金が例えばスラブ鋳造または圧延
鋳造される場合、上述の工程の内の若干の工程を省略す
ることができるが、このようなことは本発明の範囲内に
ある。Accordingly, in practicing the present invention, the quench rate is at least 55.56 ° C. per second (100 ° F. per second) until the temperature of the solution is about 93.33 ° C. (200 ° F.) or less. Is desirable. A desired quench rate is at least 111.11 ° C./sec (2 ° C.) within a temperature range of 482.22 ° C. (900 ° F.) or higher to 93.33 ° C. (200 ° F.) or lower.
00 ° F per second). About 93.33 ℃ per second (2
After reaching a temperature of 00 ° F) the metal can be air cooled. If the alloy of the present invention is, for example, slab cast or roll cast, some of the steps described above may be omitted, but such is within the scope of the present invention.

【００３８】本発明の合金製品が急冷された後で、人工
的に時効硬化されて航空機の部材に極めて望まれている
破壊靱性および強度の組合せを得られるようになし得
る。このことは、シートまたはプレートまたは附形され
た製品を充分な時間の間６５．５６から２０４．４４℃
まで（１５０から４００°Ｆまで）の範囲内の温度にす
ることによって行うことができ、さらに降伏強度を増加
させることができる。若干の組成の製品は９５ksi のよ
うな高い降伏強度を有するように人工的に時効硬化され
ることができる。しかし、有用な強度は５０から８５ks
i までの範囲内であって、プレート製品に対応する破壊
靱性は１５から７５ksi までの範囲内である。人工的時
効硬化が合金製品を少なくとも３０分間１２１．１１か
ら１９０．５６℃まで（２５０から３７５°Ｆまで）の
範囲内の温度にすることによって行うのが望ましい。適
当な時効硬化の実施方法は約１６２．７８℃（３２５°
Ｆ）の温度に約８から２４時間までの処理を企図してい
る。さらに、本発明による合金製品は自然時効硬化およ
び多段階時効硬化を含むようなこの技術分野で公知の何
れの典型的な不完全時効硬化（ｕｎｄｅｒａｇｉｎｇ）
処理を施されることもできることは注目される。またこ
こでは単一の時効硬化工程が示されているが、２または
３工程の時効硬化のような多段階時効硬化も企図されて
いて、展伸（ｓｔｒｅｔｃｈｉｎｇ）または同等の加工
もこのような多段階時効硬化の一部分の前または後にお
いて使用されることができる。After the alloy products of the present invention have been quenched, they may be artificially age hardened to provide the highly desired combination of fracture toughness and strength for aircraft components. This means that the sheet or plate or the shaped product has a sufficient time between 65.56 and 204.44 ° C.
(150 to 400 ° F.) and can further increase the yield strength. Products of some compositions can be artificially age hardened to have high yield strengths such as 95 ksi. But useful strength is 50 to 85ks
Fracture toughness in the range up to i and corresponding to plate products is in the range from 15 to 75 ksi. Desirably, artificial age hardening is performed by subjecting the alloy product to a temperature in the range of 121.11 to 190.56 ° C (250 to 375 ° F) for at least 30 minutes. A suitable age hardening method is about 162.78 ° C (325 ° C).
A temperature of F) for about 8 to 24 hours is contemplated. Further, the alloy product according to the present invention includes any of the typical underage hardenings known in the art, including natural age hardening and multi-step age hardening.
It is noted that treatment can also be applied. Also, although a single age hardening step is shown here, multi-step age hardening, such as two or three step age hardening, is also contemplated, and stretching or equivalent processing may also be used. It can be used before or after a portion of stage age hardening.

【００３９】ここで使用される比強度（ｓｐｅｃｉｆｉ
ｃ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）なる語は合金の密度で割った引
張り降伏強度を示している。例えば本発明による合金に
よって作られたプレート製品は少なくとも０．７５×１
０⁶ ksi in³/1bの比強度を有し、望ましくは少なくとも
０．８０×１０⁶ ksi in³/1bの比強度を有する。この合
金は１．００×１０⁶ ksi in³/1bのような大なる比強度
を生じる能力を有するのである。The specific strength (specify) used here
The term c strength) refers to the tensile yield strength divided by the density of the alloy. For example, a plate product made of an alloy according to the present invention has at least 0.75 x 1
It has a specific strength of 0 ⁶ ksi in ³ / 1b, preferably at least 0.80 × 10 ⁶ ksi in ³ / 1b. This alloy has the ability to produce large specific strengths such as 1.00 × 10 ⁶ ksi in ³ / 1b.

【００４０】本発明による加工製品は、使用される熱機
械的処理方法の型式に関係して、再結晶された粒組織の
形態または再結晶されない粒組織の形態の何れかの状態
で提供されることができる。再結晶されない粒組織のプ
レート製品が望まれる場合には、合金は既述のように熱
間圧延されて溶液加熱処理されるのである。もし、再結
晶されたプレート製品が望まれる場合には、Ｚｒが甚だ
低いレベル、例えば０．０８重量％よりも低いレベルに
保持される。しかし、他の元素、例えばＭｎ、その他は
ここで説明されたように存在しなければならず、熱機械
的処理は、上述のように後で溶体化処理を施されるよう
にして４２６．６７から４５４．４４℃まで（８００か
ら８５０°Ｆまで）の圧延温度で行われるのである。再
結晶されない粒組織を得るためには、Ｚｒは０．１０重
量％以上でなければにらず、熱機械的処理は、溶体化処
理において２．７８℃／min （５°Ｆ／min ）、望まし
くは０．５６℃／min （１°Ｆ／min ）よりも大きくな
い加熱速度が使用されることを除いて、上述と同様であ
る。The processed products according to the invention are provided either in the form of recrystallized grain structure or in the form of non-recrystallized grain structure, depending on the type of thermomechanical treatment method used. be able to. If a plate product with a non-recrystallized grain structure is desired, the alloy is hot rolled and solution heat treated as previously described. If a recrystallized plate product is desired, Zr is maintained at a much lower level, eg below 0.08% by weight. However, other elements, such as Mn, etc., must be present as described herein and the thermomechanical treatment is 426.67, with subsequent solution treatment as described above. To 454.44 ° C. (800 to 850 ° F.). In order to obtain a grain structure that is not recrystallized, Zr must be 0.10% by weight or more, and the thermomechanical treatment is 2.78 ° C./min (5 ° F / min) in solution treatment, Similar to the above, except that a heating rate preferably not greater than 0.56 ° C / min (1 ° F / min) is used.

【００４１】もし、低いＺｒ含有量、例えば０．１重量
％よりも少なく、典型的には０．０５から０．０８重量
％までの範囲内のＺｒを有する再結晶されたシートが望
まれる場合には、インゴットは最初に熱間圧延されて約
５０．８から１２７mmまで（２から５inまで）のスラブ
寸法になされる。その後で、インゴットは３７１．１１
から４５４．４４℃（７００から８５０°Ｆまで）の間
の温度で再加熱されて、次にシート寸法に熱間圧延され
るのである。その後で２６０から４９０．３３℃まで
（５００から９００°Ｆまで）の間で１から１２時間ま
での間焼きなましが続けられるのである。この材料は次
に冷間圧延されて少なくとも厚さが２５％減少され、シ
ート製品を形成するようになされる。このシートは次い
で既述のように溶体化処理され、急冷され、展伸されて
時効硬化される。ＺｒまたはＭｎの含有量が約０．１２
重量％または０．４重量％Ｍｎのようにかなり多量の場
合には、所望によって再結晶された粒組織が得られる。
この場合、インゴットは４２６．６７から５３７．７８
℃まで（８００から１０００°Ｆまで）の範囲の温度で
熱間圧延され、次いで約４２６．６７から４５４．４４
℃まで（８００から８５０°Ｆまで）の温度で約４から
１６時間までの間焼きなまされる。その後で、インゴッ
トは冷間圧延されて少なくとも２５％の寸法の減少を行
われるようになされる。このシートは次に５１０から５
４８．８９℃まで（９５０から１０２０°Ｆまで）の範
囲の温度で、約５．５６℃／min （１０°Ｆ／min ）よ
りも遅くない温度上昇速度で、典型的な温度上昇速度が
１１１．１１℃／min であるような温度上昇速度を利用
して溶体化処理されるのであるが、温度上昇率が大なる
程さらに微細な粒組織が得られるのである。シートは次
に急冷され、展伸され、時効硬化されることができる。If a recrystallized sheet having a low Zr content, eg less than 0.1% by weight, typically Zr in the range of 0.05 to 0.08% by weight, is desired. For ingots, the ingot is first hot rolled to a slab size of about 50.8 to 127 mm (2 to 5 inches). After that, the ingot was 371.11
To 454.44 ° C. (700 to 850 ° F.) and then hot rolled to sheet size. Annealing is then continued between 260 and 490.33 ° C (500 to 900 ° F) for 1 to 12 hours. The material is then cold rolled to reduce the thickness by at least 25% to form a sheet product. The sheet is then solution heat treated as previously described, quenched, spread and age hardened. The content of Zr or Mn is about 0.12
In the case of fairly high amounts, such as wt% or 0.4 wt% Mn, an optionally recrystallized grain structure is obtained.
In this case, the ingot is 426.67 to 537.78.
Hot rolled at temperatures in the range of up to 800C (800 to 1000F), then about 426.67 to 454.44
Anneal at a temperature of up to 800C (800 to 850 ° F) for about 4 to 16 hours. Thereafter, the ingot is cold rolled to a size reduction of at least 25%. This sheet is then 510-5
At temperatures in the range of up to 48.89 ° C (950 to 1020 ° F), a typical temperature rise rate of 111 The solution heat treatment is performed by utilizing the temperature rising rate of 0.11 ° C./min, and a finer grain structure can be obtained as the temperature rising rate increases. The sheet can then be quenched, stretched and age hardened.

【００４２】本発明による加工製品、例えばシート、プ
レートおよび鍛造物は平面の（１００）の群（ｆａｍｉ
ｌｙ）に沿って固体の状態の析出物を発展させるのであ
る。このような析出物はプレート状で、約５から１００
オングストロームの範囲内の直径および４から２０オン
グストロームまでの厚さを有する。析出物は主として銅
または銅−マグネシウムを含有するものであって、すな
わち、銅または銅−マグネシウムに富んでいる。これら
の析出物は一般にＧＰ領域（ＧＰ ｚｏｎｅ）と称さ
れ、この明細書に参考として組込まれている１９７７年
８月のメタラージカル・トランザクションズＡ、第８Ａ
Ａ巻、第１２５７−６１頁記載のアール・ジェー・リオ
ジャおよびディー・イー・ローリンによる「自然時効硬
化されたＡ１−４ ｗｔ Ｐｃｔ Ｃｕ合金におけるＧ
Ｐ領域形成の初期段階」（ＴｈｅＥａｒｌｙ Ｓｔａｇ
ｅｓ ｏｆ ＧＰ Ｚｏｎｅ Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉ
ｎＮａｔｕｒａｌｌｙ Ａｇｅｄ Ａｌ−４ Ｗｔ Ｐ
ｃｔ Ｃｕ Ａｌｌｏｙｓ）」と題する論文が参照され
る。ＧＰ領域の析出物がＡｌマトリックス内のＣｕの溶
解度を減少させると信じられているＭｇおよびＺｎの添
加によって生じるものと信じられている。さらに、Ｍｇ
およびＺｎがこの準安定性の強化析出物の凝集（ｃｕｃ
ｌｅａｔｉｏｎ）を促進すると信じられている。１cm³
当りの（１００）の平面上の析出物の数値密度（ｎｕｍ
ｂｅｒ ｄｅｎｓｉｔｙ）は１×１０ ¹⁵から１×１０¹⁷
までの範囲であって、典型的には５×１０¹⁶程の値であ
る。これらの析出物は破壊靱性を失わずに、特に時効硬
化の時間が短い、例えば展伸されない製品を得るために
１５時間の間１７６．６７℃（３５０°Ｆ）で時効硬化
される場合に、破壊靱性を失わずに高いレベルの強度を
得るのを助ける。Processed products according to the invention, such as sheets, presses
Rates and forgings are flat (100) groups (fami
along with ly) to develop solid-state precipitates.
It Such precipitates are plate-like and have a size of about 5 to 100.
Diameters in the Angstrom range and 4 to 20 on
Has a thickness of up to gstrom. Precipitates are mainly copper
Or containing copper-magnesium,
That is, it is rich in copper or copper-magnesium. these
Are generally referred to as the GP zone.
1977 incorporated by reference into this specification.
Of augustMetallurgical Transactions A, 8A
Earl J. Rio, Volume A, pp. 1257-61
"Natural Aging Hardness" by Ja and D.E.
In the converted A1-4 wt Pct Cu alloy
Initial stage of P region formation "(The Early Stage
es of GP Zone Formation i
nNaturally Aged Al-4 Wt P
ct Cu Alloys) ”
It Precipitates in the GP region dissolve Cu in the Al matrix
Additions of Mg and Zn, which are believed to reduce the solution
It is believed to result from addition. Furthermore, Mg
And Zn are aggregates (cuc) of this metastable strengthening precipitate.
It is believed that it promotes ration. 1 cm³
Numerical density (num) of precipitates on (100) planes per hit
ber density) is 1 × 10 ¹⁵From 1 x 10¹⁷
Up to, typically 5 × 10¹⁶Is about the value
It These precipitates do not lose fracture toughness and
In order to obtain products that have a short aging time
Age hardened at 176.67 ° C (350 ° F) for 15 hours
A high level of strength without loss of fracture toughness
Help get.

【００４３】押出し加工体および鍛造物は典型的には所
望の特性および微細組織に若干関係して３１５．５６か
ら５３７．７８℃まで（６００から１０００°Ｆまで）
の範囲内の温度で熱間加工を行うことにより作られるの
である。Extruded bodies and forgings are typically 315.56 to 537.78 ° C. (600 to 1000 ° F.), somewhat related to the desired properties and microstructure.
It is made by hot working at a temperature within the range.

【００４４】以下の例は本発明を更に説明するものであ
る。The following examples further illustrate the present invention.

【００４５】例Ｉ 比較の目的で、重量％で２．４のＬｉと、２．７のＣｕ
と、０．１２のＺｒ（ＡＡ２０９０９とを含み、残部が
実質的にアルミニウムおよび不純物より成るアルミニウ
ム合金が圧延に適したインゴットに鋳造された。このイ
ンゴットは５１０℃（９５０°Ｆ）の温度で８時間の間
およびその直後に５３７．７８℃（１０００°Ｆ）の温
度で２４時間の間炉内で均質化処理されて空冷された。
このインゴットは次に炉内で３０分間５２３．８９℃
（９７５°Ｆ）にて予熱されて１０．１６cmの厚さのス
ラブに熱間圧延された。このスラブは３０分間５２３．
８９℃（９７５°Ｆ）にて再加熱されて３．８１から
１．２７cmまで（１．５から０．５inまで）のプレート
に熱間圧延された。溶体化処理の前に、このプレートは
２４時間４２６．６７℃（８００°Ｆ）の炉内で焼きな
まされて、次に２時間の間５４８．８９℃（１０２０°
Ｆ）にて溶体化処理され、２２．２２℃（７２°Ｆ）の
温度の水による連続的な水噴射急冷を施された。このプ
レートは６％の永久歪み（ｐｅｒｍａｎｅｎｔ ｓｅ
ｔ）を有するように圧延方向に展伸された。この展伸の
次に１６２．７８℃（３２５°Ｆ）にて２４時間の人工
的時効硬化処理を施された。引張り特性はＡＳＴＭ Ｂ
−５５７に従って決定された。厚さを通る（ｔｈｒｏｕ
ｇｈ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）引張り試験の試料は長手方
向にて１．６３mm（０．０６４in）であつた。破壊靱性
の測定はＡＳＴＭ Ｅ−３９９およびＢ６４５に従って
小型の引張り破壊靱性試料を使用して得られた。このよ
うな機械的特性から得られた結果は表Ｉに示されてい
る。この表Ｉにおける総ての特性は３８．１mm（１．５
in）のプレートから得られた短い横方向特性を除いて１
２．７mm（０．５in）のプレートから得られたのであ
る。プレートの中央（厚さ／２）における強度は表面
（厚さ／１０）に密接するか、または表面と中心との間
の中間（厚さ／４）における強度よりも著しく大きかっ
たのである。 Example I For comparison purposes, 2.4 wt% Li and 2.7 wt Cu were used.
And a Zr of 0.12 (AA20909, the balance consisting essentially of aluminum and impurities) was cast into an ingot suitable for rolling. The ingot had a temperature of 510 ° C. (950 ° F.) Homogenized and air cooled in the furnace for 24 hours at a temperature of 537.78 ° C (1000 ° F) for a period of time and shortly thereafter.
This ingot was then placed in the furnace for 30 minutes at 523.89 ° C.
Preheated at (975 ° F.) and hot rolled into a 10.16 cm thick slab. This slab is 523.m for 30 minutes.
Reheated at 89 ° C (975 ° F) and hot rolled into 3.81 to 1.27 cm (1.5 to 0.5 in) plates. Prior to the solution heat treatment, the plate was annealed in a furnace at 426.67 ° C (800 ° F) for 24 hours and then for 2 hours at 548.89 ° C (1020 ° C).
Solution treatment in F) and continuous water jet quenching with water at a temperature of 22.22 ° C (72 ° F). This plate has a permanent set of 6%.
was stretched in the rolling direction so as to have t). Following this extension, an artificial age hardening treatment was applied at 162.78 ° C (325 ° F) for 24 hours. Tensile properties are ASTM B
Determined according to -557. Through thickness (throu
The sample for the gh thickness tensile test was 1.63 mm (0.064 in) in the longitudinal direction. Fracture toughness measurements were obtained using small tensile fracture toughness samples according to ASTM E-399 and B645. The results obtained from such mechanical properties are shown in Table I. All characteristics in Table I are 38.1 mm (1.5
1) except for the short lateral properties obtained from the plate
It was obtained from a 2.7 mm (0.5 in) plate. The strength at the center of the plate (thickness / 2) was close to the surface (thickness / 10) or significantly greater than the strength at the middle between the surface and the center (thickness / 4).

【００４６】１２．７mm（０．５in）のプレートによる
Ｘ線極点図（Ｘ−ｒａｙ ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅ）はよ
く形成された圧延組織が存在していることを示してい
る。上述のことに加えて、長手方向および短い横方向の
間に強度の大きい差があり、また短い横方向の低い破壊
靱性がある。このような異なる方向における機械的特性
の均一性の欠如は市場において多くのＡｌ−Ｌｉ合金製
品を拒否する結果になっている。An X-ray pole figure with a 12.7 mm (0.5 in) plate shows that a well-formed rolling structure is present. In addition to the above, there is a large difference in strength between the longitudinal and short transverse directions and a low fracture toughness in the short transverse directions. This lack of uniformity of mechanical properties in different directions has resulted in the rejection of many Al-Li alloy products on the market.

【００４７】[0047]

【表１】 表Ｉ方向 引張り降伏強度 極限強度 伸び％ 靱性 (ksi) (ksi) ksi sq.rt(in) Ｌ （Ｔ／２） ８１．０ ８５．０ ６．８ ３４．０（Ｌ−Ｔ） ＬＴ（Ｔ／２） ７９．０ ８４．０ ４．５ ２７．０（Ｔ−Ｌ） ４５（Ｔ／２） ６８．０ ７６．０ ４．５ ＳＴ ６４．０ ７０．０ １．１ ７．０（Ｓ−Ｌ） Ｌ （Ｔ／４） ６７．５ ７２．３ ７．０ Ｌ （Ｔ／１０） ６３．９ ６５．３ ５．０[Table 1] Table I direction tensile yield strength ultimate strength elongation% toughness (ksi) (ksi) ksi sq.rt (in) L (T / 2) 81.0 85.0 6.8 34.0 (L-T ) LT (T / 2) 79.0 84.0 4.5 27.0 (T-L) 45 (T / 2) 68.0 76.0 4.5 ST 64.0 70.0 1.1 7. .0 (SL) L (T / 4) 67.5 72.3 7.0 L (T / 10) 63.9 65.3 5.0

【００４８】例ＩＩ 比較の目的で、重量％で２．２のＬｉと、２．７のＣｕ
と、０．１１のＺｒ（ＡＡ２０９０）とを含み、残部が
実質的にアルミニウムおよび不純物より成っているアル
ミニウム合金が圧延に適当なインゴットに鋳造された。
このインゴットは５１０℃（９５０°Ｆ）の温度の炉内
で８時間、その直後に５３７．７８℃（１０００°Ｆ）
の温度で２４時間均質化処理されて空冷された。このイ
ンゴットは次に炉内で３０分間４５４．４４℃（８５０
°Ｆ）にて予熱されて７６．２mm（３in）の厚さのスラ
ブに圧延された。このスラブは再結晶の目的で８時間５
３７．７８℃（１０００°Ｆ）で再加熱されて３８．１
mm（１．５in）のプレートに熱間圧延された。溶体化処
理の前に、このプレートは２４時間の間４２６．６７℃
（８００°Ｆ）の炉内で焼きなまされて、次に５４８．
８９℃（１０２０°Ｆ）にて２時間の溶体化処理を施さ
れ、２２．２２℃（７２°Ｆ）の温度の水による連続的
な水噴射急冷を施された。プレートは６％の永久歪みを
有するように圧延方向に展伸された。この展伸の次に１
６２．７８℃（３２５°Ｆ）にて２４時間の人工的時効
硬化処理を施された。引張り強度特性はＡＳＴＭ Ｂ−
５５７によって決定された。厚さを通る（ｔｈｒｏｕｇ
ｈ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）引張り試料は長手方向に１．
６３mm（０．０６４in）の厚さであった。破壊靱性の測
定はＡＳＴＭ Ｅ−３９９およびＢ−６４５に従って小
型の引張り破壊靱性試料を使用して得られた。機械的特
性による結果は表ＩＩに示されている。プレートの厚さ
を通る長手方向の強度の差が前述の例のように大きくな
かったことに注意しなければならない。すなわち、プレ
ートの中央（厚さ／２）における強度が表面に密接した
部分（厚さ／１０）または表面と中心との中間（厚さ／
４）における強度と大体同じであった。 Example II For comparison purposes, wt% 2.2 Li and 2.7 Cu.
And 0.11 Zr (AA2090), with the balance substantially consisting of aluminum and impurities, cast into an ingot suitable for rolling.
This ingot was placed in a furnace at a temperature of 510 ° C (950 ° F) for 8 hours, immediately followed by 537.78 ° C (1000 ° F).
It was homogenized at the temperature of 24 hours and air-cooled. This ingot was then placed in a furnace for 30 minutes at 454.44 ° C (850
It was preheated at 0 ° F) and rolled into a 76.2 mm (3 in) thick slab. This slab is 8 hours 5 for the purpose of recrystallization
Reheated at 37.78 ° C (1000 ° F) to 38.1
It was hot rolled into a 1.5 mm (1.5 in) plate. Prior to solution heat treatment, the plate was at 426.67 ° C for 24 hours.
Annealed in a (800 ° F) oven, then 548.
The solution treatment was applied for 2 hours at 89 ° C. (1020 ° F.), followed by continuous water jet quenching with water at a temperature of 22.22 ° C. (72 ° F.). The plate was stretched in the rolling direction to have a permanent set of 6%. After this extension 1
An artificial age hardening treatment was applied at 62.78 ° C (325 ° F) for 24 hours. Tensile strength characteristics are ASTM B-
557. Through thickness
h thickness) The tensile sample is 1.
It was 63 mm (0.064 in) thick. Fracture toughness measurements were obtained using small tensile fracture toughness samples according to ASTM E-399 and B-645. The results according to mechanical properties are shown in Table II. It should be noted that the difference in longitudinal strength through the plate thickness was not as great as in the previous example. That is, the strength at the center of the plate (thickness / 2) is close to the surface (thickness / 10) or between the surface and the center (thickness /
It was about the same as the strength in 4).

【００４９】プレートからのＸ線極点図は圧延組織は例
Ｉにおける程明確ではないことを示した。厚さを通る強
度の均一性が改善されたにも拘わらず、表ＩＩにおいて
短い横方向の破壊靱性がなお低いことが注目される。The X-ray pole figure from the plate showed that the rolling texture was not as clear as in Example I. It is noted in Table II that the short transverse fracture toughness is still low, despite the improved uniformity of strength through thickness.

【００５０】[0050]

【表２】 表II 方向 引張り降伏強度 極限強度 伸び％ 靱性 (ksi) (ksi) ksi sq.rt(in) Ｌ （Ｔ／２） ７６．２ ７９．８ ３．０ ３６．８（Ｌ−Ｔ） ＬＴ（Ｔ／２） ７４．９ ７９．８ ２．０ ２３．６（Ｔ−Ｌ） ４５（Ｔ／２） ６８．２ ７６．２ ３．０ ＳＴ ６０．１ ＊ ＊ ７．９（Ｓ−Ｌ） Ｌ （Ｔ／４） ７３．０ ７９．２ ２．０ Ｌ （Ｔ／１０） ７５．８ ８０．７ ３．５ ＊試料が試験中に破壊した。[Table 2] Table II direction tensile yield strength ultimate strength elongation% toughness (ksi) (ksi) ksi sq.rt (in) L (T / 2) 76.2 79.8 3.0 36.8 (L-T ) LT (T / 2) 74.9 79.8 2.0 23.6 (T-L) 45 (T / 2) 68.2 76.2 3.0 ST 60.1 * * 7.9 (S -L) L (T / 4) 73.0 79.2 2.0 L (T / 10) 75.8 80.7 3.5 * The sample broke during the test.

【００５１】例III 重量％で２．０のＬｉと、２．５のＣｕと、１．０のＺ
ｒと、０．３のＭｇと、０．４のＭｎとを含み、残部が
実質的にアルミニウムおよび不純物より成っている本発
明によるアルミニウム合金が圧延に適当なインゴットに
鋳造された。このインゴットは炉内で８時間の間５１０
℃（９５０°Ｆ）の温度、その直後に５３７．７８℃
（１０００°Ｆ）の温度で２４時間の間均質化処理され
て空冷された。このインゴットは次に炉内で３０分間４
８２．２２℃（９００°Ｆ）で予熱されて８８．９mm
（３．５in）の厚さのスラブに熱間圧延された。このス
ラブは再結晶の目的のために５３７．７８℃（１０００
°Ｆ）で４時間の間再加熱されて３８．１mm（１．５i
n）のプレートに熱間圧延された。このプレートは次に
５４８．８９℃（１０００°Ｆ）にて２時間の間溶体化
処理されて、２２．２２℃（７２°Ｆ）の温度の水によ
る連続的な水噴射急冷によって急冷された。このプレー
トは１日間の自然時効硬化の後で６％の永久歪みを有す
るように圧延方向に展伸された。この展伸に続いて１５
４．４４℃（３１０°Ｆ）にて３６時間の人工的時効硬
化処理を施された。引張り強度特性はＡＳＴＭ Ｂ−５
５７に従って決定された。厚さを通る引張り試料は長手
方向に１．６３mm（０．０６４in）の厚さであった。破
壊靱性の測定はＡＳＴＭＥ−３９９およびＢ−６４５に
従って小型の引張り破壊靱性試料を使用して得られた。
機械的特性による結果は表III に示されている。例Ｉに
示されているようなプレートの厚さを通る長手方向の強
度の大きい差は減少されたことが注意される。すなわ
ち、プレートの中央（厚さ／２）における強度は表面と
中心との間（厚さ／４）の強度と同様であった。 EXAMPLE III 2.0 wt% Li, 2.5 Cu, 1.0 Z
An aluminum alloy according to the invention containing r, 0.3 Mg and 0.4 Mn, the balance consisting essentially of aluminum and impurities, was cast into an ingot suitable for rolling. This ingot is 510 in the furnace for 8 hours.
℃ (950 ° F), immediately after 537.78 ° C
It was homogenized for 24 hours at a temperature of (1000 ° F) and air cooled. This ingot is then placed in the furnace for 30 minutes 4
88.9mm preheated at 82.22 ° C (900 ° F)
It was hot rolled into a (3.5 in) thick slab. This slab has a temperature of 537.78 ° C (1000
Reheated at 4 ° F for 4 hours at 38.1mm (1.5i
n) Plate was hot rolled. The plate was then solution heat treated for 2 hours at 548.89 ° C. (1000 ° F.) and quenched by continuous water jet quench with water at a temperature of 22.22 ° C. (72 ° F.). .. The plate was stretched in the rolling direction to have a permanent set of 6% after one day of natural age hardening. 15 following this extension
It was subjected to an artificial age-hardening treatment for 36 hours at 4.44 ° C (310 ° F). Tensile strength characteristics are ASTM B-5
57. The tensile sample through the thickness was 1.63 mm (0.064 in) thick in the longitudinal direction. Fracture toughness measurements were obtained using small tensile fracture toughness samples according to ASTM E-399 and B-645.
The mechanical property results are shown in Table III. It is noted that the large difference in longitudinal strength through the thickness of the plate as shown in Example I was reduced. That is, the strength at the center (thickness / 2) of the plate was similar to the strength between the surface and the center (thickness / 4).

【００５２】Ｘ線極点図はよく形成された圧延組織の存
在を示さなかった。上述のことに加えて、短い横方向の
破壊靱性が既述の２つの例におけるよりも著しく大きか
ったことが注目される。The X-ray pole figure did not show the presence of a well-formed rolling texture. In addition to the above, it is noted that the short transverse fracture toughness was significantly greater than in the two examples described above.

【００５３】[0053]

【表３】 表III 方向 引張り降伏強度 極限強度 伸び％ 靱性 (ksi) (ksi) ksi sq.rt(in) Ｌ （Ｔ／２） ７３．７ ７６．６ ２．０ ３５．０（Ｌ−Ｔ） ＬＴ（Ｔ／２） ７１．１ ７４．８ ２．０ ２５．７（Ｔ−Ｌ） ４５（Ｔ／２） ６７．９ ７２．３ ２．０ ＳＴ ６４．３ ７１．３ １．１ １６．７（Ｓ−Ｌ） Ｌ （Ｔ／４） ７０．２ ７５．３ ２．０[Table 3] Table III direction tensile yield strength ultimate strength elongation% toughness (ksi) (ksi) ksi sq.rt (in) L (T / 2) 73.7 76.6 2.0 35.0 (L-T ) LT (T / 2) 71.1 74.8 2.0 25.7 (T-L) 45 (T / 2) 67.9 72.3 2.0 ST 64.3 71.3 1.1 16 .7 (S-L) L (T / 4) 70.2 75.3 2.0

【００５４】例IV 重量％で２．０のＬｉと、２．７のＣｕと、０．０８の
Ｚｒと、０．３のＭｇと、０．４のＭｎと、０．０１の
Ｖとを含み、残部が実質的にアルミニウムおよび不純物
より成っている本発明によるアルミニウム合金がシート
製品になすように圧延するのに適当なインゴットに鋳造
された。このインゴットは炉内で８時間５１０℃（９５
０°Ｆ）の温度で、その直後に２４時間５３７．７８℃
（１０００°Ｆ）の温度で均質化されて空冷された。こ
のインゴットは次に炉内で３０分間５２３．８９℃（９
７５°Ｆ）で予熱されて８８．９mm（３．５in）の厚さ
のスラブに熱間圧延された。このスラブは再結晶の目的
で２時間で５２３．８９℃（９７５°Ｆ）に加熱され
て、４．１１mm（０．１６２in）の寸法のシートに仕上
げ熱間圧延され、これに２時間の４５４．４４℃（８５
０°Ｆ）で焼きなましが施され、続いて２０４．４４℃
（４００°Ｆ）まで炉内冷却を施された。このシートは
次に２．２９mm（０．０９０in）に冷間圧延されて、３
０分間５３７．７８℃（１０００°Ｆ）で溶体化処理さ
れた。急冷処理は室温の水内に浸漬することによって行
われた。 EXAMPLE IV 2.0 wt% Li, 2.7 Cu, 0.08 Zr, 0.3 Mg, 0.4 Mn and 0.01 V An aluminum alloy according to the present invention, containing the remainder consisting essentially of aluminum and impurities, was cast into an ingot suitable for rolling into a sheet product. This ingot was placed in a furnace for 8 hours at 510 ° C (95%
0 ° F), immediately followed by 537.78 ° C for 24 hours.
It was homogenized and air cooled at a temperature of (1000 ° F). This ingot was then placed in a furnace for 30 minutes at 523.89 ° C (9
Preheated at 75 ° F. and hot rolled into a slab 83.5 mm (3.5 in) thick. The slab was heated to 523.89 ° C. (975 ° F.) for 2 hours for recrystallization purposes and finish hot-rolled to a sheet with dimensions of 4.11 mm (0.162 in), which was 454 for 2 hours. .44 ° C (85
Annealed at 0 ° F, followed by 204.44 ° C
The furnace was cooled to (400 ° F). This sheet was then cold rolled to 2.29 mm (0.090 in) and 3
Solution treated at 537.78 ° C (1000 ° F) for 0 minutes. The quenching process was performed by immersing in water at room temperature.

【００５５】このシートは急冷の後で２％の冷間圧延を
施され、圧延方向に１％の展伸を与えられた。この展伸
に続いて２２時間の間１５４．４４℃（３１０°Ｆ）で
人工的時効硬化処理を施された。引張り強度特性はＡＳ
ＴＭ Ｂ−５５７に従って決定された。破壊靱性はＡＳ
ＴＭ Ｂ−６４６およびＥ−５６１に従って疲労予備亀
裂された中央溝（ｆａｔｉｇｕｅ ｐｒｅ−ｃｒａｃｋ
ｅｄ ｃｅｎｔｅｒｓｌｏｔ）を有する０．２３×４
０．６４×１１１．７６cm（０．０９０×１６×４４i
n）の試料によって測定された。機械的特性からの結果
は表VII に示されている。図１は１５４．４４℃（３１
０°Ｆ）における時効硬化の間の強化応答作用（ｓｔｒ
ｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ ｒｅｓｐｏｎｓｅ）を示してい
る。This sheet was subjected to 2% cold rolling after quenching and was given 1% elongation in the rolling direction. This extension was followed by an artificial age hardening treatment at 154.44 ° C (310 ° F) for 22 hours. Tensile strength characteristics are AS
Determined according to TMB-557. Fracture toughness is AS
Fatigue pre-cracked center groove according to TM B-646 and E-561.
0.23 × 4 with ed centers slot)
0.64 × 111.76 cm (0.090 × 16 × 44i
n) was measured by the sample. Results from mechanical properties are shown in Table VII. Figure 1 shows 154.44 ° C (31
Strengthening response (str) during age hardening at 0 ° F.
(engaging response) is shown.

【００５６】図２は上述のような製造方法によって得ら
れたシート製品の再結晶された微細組織を示している。FIG. 2 shows the recrystallized microstructure of the sheet product obtained by the manufacturing method as described above.

【００５７】[0057]

【表４】 表VII 方向 引張り降伏強度 極限強度 伸び％ 靱性 (ksi) (ksi) ksi sq.rt(in) Ｌ ７５．０ ７９．８ ５．０ ４９．９（Ｌ−Ｔ） ＬＴ ７４．０ ８０．７ ４．０ ４５° ７０．８ ７９．２ ５．０[Table 4] Table VII direction tensile yield strength ultimate strength elongation% toughness (ksi) (ksi) ksi sq.rt (in) L 75.0 79.8 5.0 49.9 (LT) LT 74.0 80.7 4.0 45 ° 70.8 79.2 5.0

【００５８】上述のデータから、シート製品においてさ
えも長手方向および４５°の強度の間には甚だ小さい差
しかないことが判る。通常の方法による製造において
は、遙かに大きい差が示されるのである。従って、本発
明が甚だ均一な特性を与えることが判る。From the above data it can be seen that there is only a very small difference between the longitudinal direction and the strength of 45 ° even in sheet products. In the production by the usual method, a much larger difference is shown. Therefore, it can be seen that the present invention provides very uniform properties.

【００５９】本発明は望ましい実施例について説明され
たが、特許請求の範囲が本発明の精神の範囲内に入る他
の実施例をも包含することが企図されているのである。While this invention has been described in terms of a preferred embodiment, it is intended that the claims also cover other embodiments that come within the spirit of the invention.

【００６０】[0060]

【発明の効果】本発明は上述のように構成されているか
ら、従来技術の欠点に対する諸問題を解決して、等方性
組織または構造を有し、また強度特性を改善するととも
に大なる靱性を保持するように処理でき、または靱性を
制御されたレベルに保持して所望の強度を得られるよう
に処理できる改良されたリチウム含有アルミニウム基合
金製品を提供できるのである。Since the present invention is constructed as described above, it solves the problems associated with the drawbacks of the prior art, has an isotropic structure or structure, and has improved strength characteristics and great toughness. It is possible to provide an improved lithium-containing aluminum-based alloy product that can be treated to maintain a desired strength, or toughness at a controlled level to achieve a desired strength.

【図面の簡単な説明】[Brief description of drawings]

【図１】時効硬化の間の引張り降伏強度の強化応答作用
を示す線図。FIG. 1 is a diagram showing the reinforcing response action of tensile yield strength during age hardening.

【図２】本発明の中間製品の典型的な再結晶組織を示す
説明図。FIG. 2 is an explanatory view showing a typical recrystallization structure of the intermediate product of the present invention.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ジヨエル エイ．ボウアーズ アメリカ合衆国アイオワ州ベツテンドー フ，ハンター ロード 2630 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (72) Inventor Jyoel A. Bowers 2630 Hunter Road, Bettentendorf, Iowa, United States

Claims (46)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 プレート用の改良された靱性およびシー
ト用の改良された異方性を有するリチウム含有アルミニ
ウム基合金の平らな圧延製品を製造する方法において、 (a) ０．２から５．０重量％までのＬｉと、０．０５
から６．０重量％までのＭｇと、少なくとも２．４５重
量％のＣｕと、０．１から１．０重量％までのＭｎと、
０．０５から６．０重量％までのＺｎと、最大０．５重
量％のＦｅと、最大０．５重量％のＳｉと、Ｃｒ、Ｖ、
Ｚｒ、ＴｉおよびＳｃが０．０１から０．２重量％まで
の範囲内で、Ｈｆが０．６重量％までで、Ｃｅが０．０
１から０．５重量％までの範囲内にあるＣｒ、Ｖ、Ｈ
ｆ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＳｃおよびＣｅの群から選ばれた少な
くとも１つの元素と、ＭｇとＺｎとの比が０．１から１
未満の範囲内の値に保たれていることと、残部アルミニ
ウムおよび付随不純物とを含むアルミニウム基合金の本
体を作り、 (b) 前記本体を少なくとも１つの低温熱間加工作業を
行うための温度になして、この本体を再結晶条件に置
き、 (c) 前記本体に少なくとも１つの制御された温度の熱
間加工作業を施して中間製品を作り、 (d) 前記中間製品を再結晶させ、 (e) 前記再結晶された製品を熱間加工し、 (f) 前記再結晶されて熱間加工された製品を溶体化処
理し、急冷し、時効硬化させて全般的に強い加工組織特
性を欠くが、前記諸特性の改良されたレベルを有する冶
金学的組織を有する製品を作る、諸工程を含んでいる製
造方法。1. A method of making a flat rolled product of a lithium-containing aluminum-based alloy having improved toughness for plates and improved anisotropy for sheets, comprising: (a) 0.2 to 5.0. Li up to wt.%, 0.05
To 6.0 wt% Mg, at least 2.45 wt% Cu, and 0.1 to 1.0 wt% Mn,
0.05 to 6.0 wt% Zn, 0.5 wt% maximum Fe, 0.5 wt% Si maximum, Cr, V,
Zr, Ti and Sc within the range of 0.01 to 0.2% by weight, Hf up to 0.6% by weight, and Ce of 0.0
Cr, V, H in the range of 1 to 0.5% by weight
The ratio of at least one element selected from the group of f, Zr, Ti, Sc and Ce to Mg and Zn is 0.1 to 1.
A body of an aluminum-based alloy containing the balance aluminum and associated impurities, the body being kept at a temperature for performing at least one low temperature hot working operation. And (b) subjecting the body to recrystallization conditions, (c) subjecting the body to a hot working operation of at least one controlled temperature to produce an intermediate product, (d) recrystallizing the intermediate product, e) hot working the recrystallized product, (f) solution heat treating the recrystallized hot worked product, quenching and age hardening to generally lack strong structural texture properties. A method of making a product having a metallurgical texture with improved levels of the aforementioned properties. 【請求項２】 前記工程(c) において、前記熱間加工作
業が一連の制御された低温熱間加工作業を含んでいる請
求項１に記載された製造方法。2. The method of claim 1 wherein in step (c) the hot working operation comprises a series of controlled low temperature hot working operations. 【請求項３】 前記一連の制御された低温熱間加工作業
が少なくとも２つの低温熱間作業工程を含んでいる請求
項２に記載された製造方法。3. The method of claim 2, wherein the series of controlled low temperature hot working operations includes at least two low temperature hot working operations. 【請求項４】 前記一連の制御された低温熱間加工作業
の内の第１の低温熱間加工作業が第２の低温熱間加工作
業工程よりも高い温度で行われるようになされている請
求項３に記載された製造方法。4. The first low temperature hot working operation of the series of controlled low temperature hot working operations is performed at a higher temperature than the second low temperature hot working operation step. Item 3. The manufacturing method described in Item 3. 【請求項５】 前記一連の制御された低温熱間加工作業
が３つの工程の低温熱間加工作業を含んでいる請求項２
に記載された製造方法。5. The sequence of controlled low temperature hot working operations comprising a three step low temperature hot working operation.
The manufacturing method described in. 【請求項６】 前記一連の低温熱間加工作業の内の１つ
の作業が３５１．６７から４９６．１１℃まで（６６５
から９２５°Ｆまで）の範囲内の温度で行われるように
なされている請求項２に記載された製造方法。6. One of said series of low temperature hot working operations is from 351.67 to 496.11 ° C. (665
To 925 degrees Fahrenheit). 【請求項７】 前記一連の低温熱間加工作業の内の１つ
の作業が２６０．００から３７１．１１℃まで（５００
から７００°Ｆまで）の範囲内の温度で行われるように
なされている請求項２に記載された製造方法。7. One of said series of low temperature hot working operations from 260.00 to 371.11 ° C. (500
To 700 ° F.). 【請求項８】 前記一連の低温熱間加工作業の内の１つ
の作業が１７６．６７から２６０．００℃まで（３５０
から５００°Ｆまで）の範囲内の温度で行われるように
なされている請求項２に記載された製造方法。8. One of the series of low temperature hot working operations from 176.67 to 260.00 ° C. (350
To 500 ° F.). 【請求項９】 前記低温熱間加工作業が２つの工程を含
み、その１つが３５１．６７から４９６．１１℃まで
（６６５から９２５°Ｆまで）の範囲内の温度で行わ
れ、１つが１７６．６７から３４３．３３℃まで（３５
０から６５０°Ｆまで）の範囲内の温度で行われるよう
になされている請求項２に記載された製造方法。9. The low temperature hot working operation comprises two steps, one of which is performed at a temperature in the range of 351.67 to 496.11 ° C. (665 to 925 ° F.), one of which is 176. From 67 to 343.33 ° C (35
A method according to claim 2 adapted to be carried out at a temperature in the range of 0 to 650 ° F). 【請求項１０】 前記一連の低温熱間加工作業が３つの
工程を含み、その１つが３５１．６７から４９６．１１
℃まで（６６５から９２５°Ｆまで）の範囲内の温度で
行われ、第２の工程が２６０．００から３７１．１１℃
まで（５００から７００°Ｆまで）の範囲内の温度で行
われ、第３の工程が１７６．６７から２６０．００℃ま
で（３５０から５００°Ｆまで）の範囲内の温度で行わ
れるようになされている請求項２に記載された製造方
法。10. The series of low temperature hot working operations comprises three steps, one of which is 351.67 to 496.11.
At a temperature in the range of up to ℃ (665 to 925 ° F), the second step is from 260.00 to 371.11 ° C.
So that the third step is performed at a temperature in the range of 176.67 to 260.00 ° C (350 to 500 ° F). The manufacturing method according to claim 2, which is performed. 【請求項１１】 前記低温熱間加工作業の内の高温の熱
間加工作業工程が最初に行われるようになされている請
求項１０に記載された製造方法。11. The manufacturing method according to claim 10, wherein a high temperature hot working step of the low temperature hot working steps is performed first. 【請求項１２】 前記低温熱間加工作業の内の低温の熱
間加工作業工程が最後に行われるようになされている請
求項１０に記載された製造方法。12. The manufacturing method according to claim 10, wherein a low-temperature hot working operation step of the low-temperature hot working operations is performed last. 【請求項１３】 前記工程(b) において、前記本体が３
１５．５６から４８２．２２℃まで（６００から９００
°Ｆまで）の範囲内の温度に加熱されるようになされて
いる請求項１に記載された製造方法。13. In the step (b), the body is 3
From 15.56 to 482.22 ° C (600 to 900
A method according to claim 1 adapted to be heated to a temperature in the range (up to ° F). 【請求項１４】 前記工程(b) において、前記本体が３
７１．１１から４８２．２２℃まで（７００から９００
°Ｆまで）の範囲内の温度に加熱されるようになされて
いる請求項１に記載された製造方法。14. In the step (b), the body is 3
71.11 to 482.22 ° C (700 to 900
A method according to claim 1 adapted to be heated to a temperature in the range (up to ° F). 【請求項１５】 前記本体を請求項１の工程(b) に記載
されているように加熱する前に前記本体が均質化を施さ
れるようになされている請求項１に記載された製造方
法。15. The method according to claim 1, wherein the body is adapted to be homogenized prior to heating the body as described in step (b) of claim 1. .. 【請求項１６】 前記再結晶が４８２．２２から５６
０．００℃まで（９００から１０４０°Ｆまで）の範囲
内の温度で行われるようになされている請求項１に記載
された製造方法。16. The recrystallization is 482.22 to 56.
A method according to claim 1 adapted to be carried out at a temperature in the range up to 0.00 ° C (900 to 1040 ° F). 【請求項１７】 前記再結晶が５２６．６７から５４
８．８９℃まで（９８０から１０２０°Ｆまで）の範囲
内の温度で行われるようになされている請求項１に記載
された製造方法。17. The recrystallization from 526.67 to 54.
The method of claim 1 adapted to be carried out at a temperature within the range of up to 8.89 ° C (980 to 1020 ° F). 【請求項１８】 前記中間製品が少なくとも一部分再結
晶されるようになされている請求項１に記載された製造
方法。18. The manufacturing method according to claim 1, wherein the intermediate product is adapted to be at least partially recrystallized. 【請求項１９】 前記再結晶された製品の熱間加工が４
８２．２２から５６０．００℃まで（９００から１０４
０°Ｆまで）の範囲内の温度で行われるようになされて
いる請求項１に記載された製造方法。19. The hot working of the recrystallized product is 4
82.22 to 560.00 ° C (900 to 104
A method according to claim 1 adapted to be carried out at a temperature in the range (up to 0 ° F). 【請求項２０】 前記再結晶された製品の熱間加工が５
１０．００から５４８．８９℃まで（９５０から１０２
０°Ｆまで）の範囲内の温度で行われるようになされて
いる請求項１に記載された製造方法。20. The hot working of the recrystallized product is 5
From 10.00 to 548.89 ° C (950 to 102
A method according to claim 1 adapted to be carried out at a temperature in the range (up to 0 ° F). 【請求項２１】 ４８２．２２から５６５．５６℃まで
（９００から１０５０°Ｆまで）の範囲内の温度の溶体
化処理を含んでいる請求項１に記載された製造方法。21. The method of claim 1 including a solution heat treatment at a temperature in the range of 482.22 to 565.56 ° C. (900 to 1050 ° F.). 【請求項２２】 前記再結晶されて熱間加工された製品
が６５．５６から２０４．４４℃まで（１５０から４０
０°Ｆまで）の範囲内の温度で人工的に時効硬化される
ようになされている請求項１に記載された製造方法。22. The recrystallized and hot worked product is from 65.56 to 204.44 ° C. (150 to 40
The method according to claim 1, which is adapted to be artificially age-hardened at a temperature within the range of 0 ° F.). 【請求項２３】 前記中間製品が最終製品の１．５から
１５倍までの厚さを有する平らな圧延された製品である
請求項２２に記載された製造方法。23. The method according to claim 22, wherein the intermediate product is a flat rolled product having a thickness of 1.5 to 15 times the final product. 【請求項２４】 前記合金が１．５から３．０重量％ま
でのＬｉと、０．２から２．５重量％までのＭｇと、
０．２から２．０重量％までのＺｎと、２．５５から
２．９０重量％までのＣｕと、０．１から０．８重量％
までのＭｎとより成っている請求項１に記載された合
金。24. The alloy comprises from 1.5 to 3.0% by weight of Li, from 0.2 to 2.5% by weight of Mg,
0.2 to 2.0 wt% Zn, 2.55 to 2.90 wt% Cu, 0.1 to 0.8 wt%
An alloy according to claim 1 consisting of up to Mn. 【請求項２５】 前記本体がインゴットであって、前記
一連の低温熱間加工作業の１つの工程が前記インゴット
の厚さを５から２５％までの量で減少させるようになさ
れている請求項１に記載された製造方法。25. The body is an ingot and one step of the series of low temperature hot working operations is adapted to reduce the thickness of the ingot by an amount of 5 to 25%. The manufacturing method described in. 【請求項２６】 強度および破壊靱性の改良された組合
せを有する加工製品に成形するのに適当なアルミニウム
基合金において、前記合金が１．８から２．５重量％ま
でのＬｉと、０．２から２．０重量％までのＭｇと、
２．５から２．９重量％までのＣｕと、０．１から０．
７重量％までのＭｎと、０．２から２．０重量％までの
Ｚｎと、最大０．５重量％のＦｅと、最大０．５重量％
のＳｉと、残部アルミニウムおよび付随不純物とより成
っているアルミニウム基合金。26. In an aluminum based alloy suitable for forming into a worked product having an improved combination of strength and fracture toughness, said alloy comprising from 1.8 to 2.5 wt% Li and 0.2. To 2.0 wt% Mg,
Cu from 2.5 to 2.9% by weight and 0.1 to 0.
Up to 7 wt% Mn, 0.2 to 2.0 wt% Zn, up to 0.5 wt% Fe, up to 0.5 wt%
An aluminum-based alloy consisting of Si and the balance aluminum and associated impurities. 【請求項２７】 前記本体がインゴットであって、前記
一連の低温熱間加工作業の内の１つの工程が、出発材料
の厚さの２０から４０％までの量だけその厚さを減少さ
せるようになされている請求項１に記載された製造方
法。27. The body is an ingot, wherein one step of the series of low temperature hot working operations reduces the thickness of the starting material by an amount of 20 to 40%. The manufacturing method according to claim 1, wherein 【請求項２８】 前記本体がインゴットであって、前記
一連の低温熱間加工作業の内の第３の工程が、出発材料
の厚さの２０から３０％までの量だけその厚さを減少さ
せるようになされている請求項１に記載された製造方
法。28. The body is an ingot and the third step of the series of low temperature hot working operations reduces the thickness of the starting material by an amount of 20 to 30%. The manufacturing method according to claim 1, wherein the manufacturing method is as follows. 【請求項２９】 前記再結晶されて熱間加工された製品
が実質的に再結晶されないようになされている請求項１
に記載された製造方法。29. The recrystallized and hot worked product is substantially free of recrystallization.
The manufacturing method described in. 【請求項３０】 前記再結晶されて熱間加工された製品
が再結晶された製品である請求項２９に記載された製造
方法。30. The method according to claim 29, wherein the recrystallized and hot worked product is a recrystallized product. 【請求項３１】 プレート用の改良された靱性およびシ
ート用の改良された異方性を有するリチウム含有アルミ
ニウム基合金の平らな圧延された製品を製造する方法に
おいて、 (a) １．５から３．０重量％までのＬｉと、０．２か
ら２．５重量％までのＭｇと、２．５５から２．９０重
量％までのＣｕと、０．１から０．８重量％までのＭｎ
と、０．２から２．０重量％までのＺｎと、最大０．５
重量％のＦｅと、最大０．５重量％のＳｉと、Ｃｒ、
Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＺｎおよびＳｃが０．０１から０．２
重量％までの範囲内で、Ｈｆが０．６重量％までで、Ｃ
ｅが０．０１から０．５重量％までの範囲内にあるよう
なＣｒ、Ｖ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＳｃおよびＣｅの群か
ら選ばれた少なくとも１つの元素と、ＭｇとＺｎとの比
が０．１から１未満の範囲内の値に保たれていること
と、残部アルミニウム、元素および付随不純物とを含む
本体を作り、 (b) 前記本体を一連の低温熱間圧延作業を行うために
３７１．１１から４８２．２２℃まで（７００から９０
０°Ｆまで）の範囲内の温度に加熱して、前記本体を再
結晶を行う状態になし、 (c) 前記加熱された本体に少なくとも２つの低温熱間
圧延作業を施し、その際に第１の低温熱間圧延作業が第
２の低温熱間圧延作業の温度よりも高い温度で行われて
最終製品の１．５から１５倍までの厚さを有する平らな
中間圧延製品を形成し、 (d) 前記中間製品を４８２．２２から５６０．００℃
まで（９００から１０４０°Ｆまで）の範囲内の温度で
再結晶させ、 (e) 前記再結晶された製品の熱間圧延を４８２．２２
から５６０．００℃まで（９００から１０４０°Ｆま
で）の温度から始めて、前記再結晶された製品を最終厚
さの製品になるまで熱間圧延し、 (f) 前記最終製品を溶体化処理および急冷し、 (g) 前記最終製品を時効硬化させて前記改良されたレ
ベルの特性を有する最終製品を作る、諸工程を含んでい
る製造方法。31. A method of making a flat rolled product of a lithium-containing aluminum-based alloy having improved toughness for plates and improved anisotropy for sheets, comprising: (a) 1.5 to 3 Li up to 0.0 wt%, Mg from 0.2 to 2.5 wt%, Cu from 2.55 to 2.90 wt%, Mn from 0.1 to 0.8 wt%
And 0.2 to 2.0% by weight of Zn and up to 0.5
Wt% Fe, maximum 0.5 wt% Si, Cr,
V, Zr, Ti, Zn and Sc are 0.01 to 0.2
Within the range up to wt%, Hf up to 0.6 wt%, C
Ratio of at least one element selected from the group of Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc and Ce such that e is in the range of 0.01 to 0.5% by weight, and Mg and Zn. Is maintained at a value within the range of 0.1 to less than 1, and a main body containing the balance aluminum, elements and associated impurities is formed, and (b) the main body is subjected to a series of low temperature hot rolling operations. 371.11 to 482.22 ° C (700 to 90
Heating to a temperature in the range of up to 0 ° F.) to recrystallize the body, (c) subjecting the heated body to at least two low temperature hot rolling operations, One low temperature hot rolling operation is performed at a temperature higher than that of the second low temperature hot rolling operation to form a flat intermediate rolled product having a thickness of 1.5 to 15 times the final product, (d) The intermediate product was heated from 482.22 to 560.00 ° C.
Recrystallization at a temperature in the range of (900 to 1040 ° F.), and (e) hot rolling the recrystallized product to 482.22.
To 560.00 ° C. (900 to 1040 ° F.), hot rolling the recrystallized product to a final thickness product, (f) solution heat treating the final product and A method of manufacture comprising the steps of: quenching, and (g) age hardening the final product to produce a final product having the improved level of properties. 【請求項３２】 前記最終製品が０．０８重量％以下の
Ｚｒを含み、再結晶されている請求項３１に記載された
製造方法。32. The manufacturing method according to claim 31, wherein the final product contains 0.08% by weight or less of Zr and is recrystallized. 【請求項３３】 前記第１の低温熱間加工が２６０．０
０から４５４．４４℃まで（５００から８５０°Ｆま
で）の範囲内の温度で行われるようになされている請求
項３１に記載された製造方法。33. The first low temperature hot work is 260.0.
32. The method of claim 31, adapted to be carried out at a temperature in the range of 0 to 454.44 [deg.] C (500 to 850 [deg.] F). 【請求項３４】 前記第２の低温熱間加工が２０４．４
４から２６０．００℃まで（４００から５００°Ｆま
で）の範囲内の温度で行われるようになされている請求
項３１に記載された製造方法。34. The second low temperature hot work is 204.4.
32. The method of claim 31, adapted to be performed at a temperature in the range of 4 to 260.00 ° C (400 to 500 ° F). 【請求項３５】 プレート用の改良された靱性およびシ
ート用の改良された異方性を有するリチウム含有アルミ
ニウム基合金の平らな圧延された製品を製造する方法に
おいて、 (a) ０．２から５．０重量％までのＬｉと、０．０５
から６．０重量％までのＭｇと、少なくとも２．４５重
量％のＣｕと、０．１から１．０重量％までのＭｎと、
０．０５から６．０重量％までのＺｎと、最大０．５重
量％のＦｅと、最大０．５重量％のＳｉと、Ｃｒ、Ｖ、
ＴｉおよびＳｃが０．０１から０．２重量％までの範囲
内で、Ｈｆが０．６重量％までで、Ｃｅが０．０１から
０．５重量％までの範囲内にあるようなＣｒ、Ｖ、Ｈ
ｆ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＳｃおよびＣｅの群から選ばれた少な
くとも１つの元素と、ＭｇとＺｎとの比が０．１から１
未満の範囲内の値に保たれていることと、残部アルミニ
ウム、および付随不純物とを含むアルミニウム基合金の
本体を作り、 (b) 前記本体を少なくとも１つの低温熱間作業を行う
ための温度に加熱して、前記本体を再結晶を行う状態に
なし、 (c) 前記本体に少なくとも１つの制御された低温熱間
作業を施して中間製品を形成し、 (d) 前記中間製品を再結晶させ、 (e) 前記再結晶された製品を冷間圧延し、 (f) 前記冷間圧延の後で前記製品を溶体化処理し、急
冷して時効硬化させて、全般的に強い加工組織特性を欠
くが、前記特性の改良されたレベルを有する冶金学的組
織を有する製品を作る、諸工程を含んでいる製造方法。35. A method of making a flat rolled product of a lithium-containing aluminum-based alloy with improved toughness for plates and improved anisotropy for sheets, comprising: (a) 0.2-5. Li up to 0.0% by weight, 0.05
To 6.0 wt% Mg, at least 2.45 wt% Cu, and 0.1 to 1.0 wt% Mn,
0.05 to 6.0 wt% Zn, 0.5 wt% maximum Fe, 0.5 wt% Si maximum, Cr, V,
Cr such that Ti and Sc are in the range of 0.01 to 0.2% by weight, Hf is up to 0.6% by weight and Ce is in the range of 0.01 to 0.5% by weight, V, H
The ratio of at least one element selected from the group of f, Zr, Ti, Sc and Ce to Mg and Zn is 0.1 to 1.
A body of an aluminum-based alloy containing a balance of less than, and the balance aluminum and associated impurities, and (b) bringing the body to a temperature for performing at least one low temperature hot work. Heating to prepare the body for recrystallization, (c) subjecting the body to at least one controlled low temperature hot work to form an intermediate product, and (d) recrystallizing the intermediate product. , (E) cold-rolling the recrystallized product, (f) solution-treating the product after the cold-rolling, quenching and age-hardening to give generally strong work structure characteristics. A manufacturing method comprising the steps of making a product having a metallurgical texture that lacks but has an improved level of said properties. 【請求項３６】 前記冷間圧延の間に前記製品が中間焼
きなましを施されるようになされている請求項３５に記
載された製造方法。36. The manufacturing method according to claim 35, wherein the product is subjected to intermediate annealing during the cold rolling. 【請求項３７】 前記冷間圧延の後で前記製品が制御さ
れた焼きなましを施され、この際に温度が１．１１から
１１１．１１℃／hrまで（２から２００°Ｆ／hrまで）
の範囲内の上昇率で約３９８．８９（７５０°Ｆ）から
５１０．００℃（９５０°Ｆ）まで上昇されるようにな
されている請求項３５に記載された製造方法。37. After the cold rolling, the product is subjected to a controlled anneal, wherein the temperature is from 1.11 to 111.11 ° C./hr (2 to 200 ° F./hr).
36. The method of claim 35, wherein the method is adapted to increase from about 398.89 (750 ° F) to 510.00 ° C (950 ° F) at a rate of rise within the range of. 【請求項３８】 プレート用の改良された靱性およびシ
ート用の改良された異方性を与える能力を有するアルミ
ニウム基合金の平らな圧延製品において、前記製品が、
０．２から５．０重量％までのＬｉと、０．０５から
６．０重量％までのＭｇと、少なくとも２．４５重量％
のＣｕと、０．１から１．０重量％までのＭｎと、０．
０５から６．０重量％までのＺｎと、最大０．５重量％
のＦｅと、最大０．５重量％のＳｉと、Ｃｒ、Ｖ、Ｚ
ｒ、ＴｉおよびＳｃが０．０１から０．２重量％までの
範囲内にあり、Ｈｆが０．６重量％までで、Ｃｅが０．
０１から０．５重量％までの範囲にあるようなＣｒ、
Ｖ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＳｃおよびＣｅの群から選ばれ
た少なくとも１つの元素と、ＭｇとＺｎとの比が０．１
から１未満の範囲内の値に保たれていることと、残部が
実質的なアルミニウム、付随元素および不純物とを含
み、前記製品が時効硬化された状態で前記改良された特
性のレベルを有するようになされている圧延製品。38. A flat rolled product of an aluminum-based alloy having the ability to provide improved toughness for plates and improved anisotropy for sheets, the product comprising:
0.2 to 5.0% by weight Li, 0.05 to 6.0% by weight Mg, at least 2.45% by weight
Cu and 0.1 to 1.0 wt% Mn, and
Zn from 05 to 6.0 wt% and up to 0.5 wt%
Fe, maximum 0.5 wt% Si, Cr, V, Z
r, Ti and Sc are in the range of 0.01 to 0.2% by weight, Hf is up to 0.6% by weight and Ce is 0.
Cr, such as in the range of 01 to 0.5% by weight,
The ratio of at least one element selected from the group consisting of V, Hf, Zr, Ti, Sc and Ce to Mg and Zn is 0.1.
To a value in the range of less than 1 and the balance comprising substantial aluminum, accompanying elements and impurities such that the product has the level of the improved properties in the age hardened state. Rolled products that have been made. 【請求項３９】 Ｍｇが０．２から２．０重量％までの
範囲内になされている請求項３８に記載された圧延製
品。39. The rolled product according to claim 38, wherein the Mg content is in the range of 0.2 to 2.0% by weight. 【請求項４０】 Ｚｎが０．２から２．０重量％までの
範囲内になされている請求項３８に記載された圧延製
品。40. The rolled product according to claim 38, wherein the Zn is in the range of 0.2 to 2.0% by weight. 【請求項４１】 Ｌｉが１．５から３．０重量％までの
範囲内で、Ｍｇが０．２から２．５重量％までの範囲内
で、Ｚｎが０．２から２．０重量％までの範囲内で、Ｃ
ｕが２．５５から２．９０重量％までの範囲内で、Ｍｎ
が０．１から０．８重量％までの範囲内になされている
請求項３８に記載された圧延製品。41. Li in the range of 1.5 to 3.0% by weight, Mg in the range of 0.2 to 2.5% by weight, and Zn in the range of 0.2 to 2.0% by weight. Within the range up to C
When u is in the range of 2.55 to 2.90% by weight, Mn
39. The rolled product of claim 38, wherein the rolling ratio is in the range of 0.1 to 0.8% by weight. 【請求項４２】 前記加工製品が全般的に強い加工組織
特性を欠く実質的に再結晶されていない冶金学的組織を
有するようになされている請求項３８に記載された圧延
製品。42. The rolled product of claim 38, wherein the processed product is adapted to have a substantially non-recrystallized metallurgical texture that generally lacks strong textured texture properties. 【請求項４３】 低温熱間加工の後で再結晶された中間
製品を形成し、溶体化処理された後で実質的に再結晶さ
れていない組織を形成する能力を有するアルミニウム基
合金の加工製品において、前記製品が、０．２から５．
０重量％までのＬｉと、０．０５から２．０重量％まで
のＭｇと、少なくとも２．４５重量％のＣｕと、０．１
から１．０重量％までのＭｎと、０．０５から２．０重
量％までのＺｎと、最大０．５重量％のＦｅと、最大
０．５重量％のＳｉと、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、ＳｃおよびＺ
ｒが０．０１から０．２重量％までの範囲内にあり、Ｈ
ｆが０．６重量％までで、Ｃｅが０．０１から０．５重
量％までの範囲内にあるようなＣｒ、Ｖ、Ｈｆ、Ｔｉ、
Ｚｒ、ＳｃおよびＣｅの群から選ばれた少なくとも１つ
の元素と、ＭｇとＺｎとの比が０．１から１未満の範囲
内の値に保たれていることと、実質的な残部アルミニウ
ム、付随元素および不純物とを含み、前記製品が時効硬
化された状態でプレート用の改良された靱性およびシー
ト用の改良された異方性を有するようになされているア
ルミニウム基合金加工製品。43. A processed product of an aluminum base alloy having the ability to form a recrystallized intermediate product after low temperature hot working and to form a substantially non-recrystallized structure after solution treatment. In the above item, the product is 0.2 to 5.
0 wt% Li, 0.05 to 2.0 wt% Mg, at least 2.45 wt% Cu, 0.1
To 1.0 wt% Mn, 0.05 to 2.0 wt% Zn, 0.5 wt% maximum Fe, 0.5 wt% Si maximum, Cr, V, Ti , Sc and Z
r is in the range of 0.01 to 0.2% by weight, H
Cr, V, Hf, Ti such that f is up to 0.6% by weight and Ce is in the range of 0.01 to 0.5% by weight.
At least one element selected from the group of Zr, Sc, and Ce, and the ratio of Mg to Zn is kept at a value within the range of 0.1 to less than 1; An aluminum-based alloy processed product comprising elements and impurities, the product being adapted to have improved toughness for plates and improved anisotropy for sheets in the age hardened state. 【請求項４４】 低温熱間加工の後で再結晶された中間
製品を形成し、熱間加工されて溶体化処理された後で実
質的に再結晶されていない組織を形成する能力を有する
アルミニウム基合金加工製品において、前記製品が、
１．８から２．５重量％までのＬｉと、０．０２から
２．０重量％までのＭｇと、２．５から２．９重量％ま
でのＣｕと、０．１から０．８重量％までのＭｎと、
０．１０重量％までのＺｒと、０．２から２．０重量％
までのＺｎと、最大０．５重量％のＦｅと、最大０．５
重量％のＳｉと、ＭｇとＺｎとの比が０．１から１未満
の範囲内の値に保たれていることと、実質的な残部アル
ミニウム、付随元素および不純物とを含み、時効硬化さ
れた状態でプレート用の改良された靱性およびシート用
の改良された異方性を有するようになされているアルミ
ニウム基合金加工製品。44. Aluminum having the ability to form a recrystallized intermediate product after low temperature hot working and to form a substantially non-recrystallized structure after being hot worked and solution treated. Among the base alloy processed products, the product is
Li from 1.8 to 2.5% by weight, Mg from 0.02 to 2.0% by weight, Cu from 2.5 to 2.9% by weight, 0.1 to 0.8% by weight % Mn and
Zr up to 0.10 wt% and 0.2 to 2.0 wt%
Zn up to 0.5, Fe up to 0.5% by weight, up to 0.5
Age-hardened with a weight percentage of Si, a Mg to Zn ratio of 0.1 to less than 1, and a substantial balance of aluminum, associated elements and impurities. Aluminum-base alloy processed products adapted to have improved toughness for plates and improved anisotropy for sheets. 【請求項４５】 前記製品が０．２から０．９のＭｇ−
Ｚｎ比を有するようになされている請求項３８に記載さ
れた製品。45. The product, wherein the product is 0.2 to 0.9 Mg-
39. A product as set forth in claim 38 adapted to have a Zn ratio. 【請求項４６】 前記製品が０．３から０．８のＭｇ−
Ｚｎ比を有するようになされている請求項３８に記載さ
れた製品。46. The product, wherein the Mg-content is 0.3 to 0.8.
39. A product as set forth in claim 38 adapted to have a Zn ratio.