JPH0456100B2 - - Google Patents
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- JPH0456100B2 JPH0456100B2 JP58155747A JP15574783A JPH0456100B2 JP H0456100 B2 JPH0456100 B2 JP H0456100B2 JP 58155747 A JP58155747 A JP 58155747A JP 15574783 A JP15574783 A JP 15574783A JP H0456100 B2 JPH0456100 B2 JP H0456100B2
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- superplastic
- weight
- aluminum
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Forging (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
技術分野
本発明はアルミニウム基合金（より詳しくは、
アルミニウム・リチウム系合金）を超塑性的に成
形する方法に関する。 従来技術 超塑性的に変形される周知のアルミニウム基合
金は以下の３つのグループに入る。 グループ １ 共晶組成物又はそれに近い合金。種々の相の微
細混合物を得るためにその合金が充分急速に凝固
するなら、熱間変形によつて超塑性の合金を得
る。そのような合金が超塑性的に変形される範囲
は、超塑性的な製造工程前の熱によるあるいは機
械的な工程によつて実質的に影響されないように
思われる。その合金の良い例はAl／Ca共晶ある
いはAl／Ca／Zn共晶である。その合金では超塑
性的な変形は粒界のスベリ機構の結果として主に
生ずる。 グループ ２ 熱間加工中に動的再結晶を助長する成分とその
再結晶を制御する粒子の非常に微細なスケールの
分散を得る成分とを含む合金。その合金は本来超
塑性変形されないものであるが、熱間加工中、超
塑性成形工程の第一段階中で都合よく超塑性的に
変形可能とする（すなわち充分に動的再結晶が生
ずる）。これらの合金では鋳造条件は、超塑性成
形工程の一部であろう熱間加工中、微細な粒子の
最適な分散を得るために極めて重要である。更
に、最終熱間加工段階前での全ての熱的処理工程
及び機械的処理工程が非常に重要であるようにも
思われる。このグループは超塑性変形用に現在商
業的に用いられる大部分の合金を含む。例とし
て、2004のようなAl／Cu／ZrとAl／Mg／Zrを
含む。このような全ての合金は超塑性成形工程の
前に通常十分に冷間加工される。 グループ ３ 超塑性成形工程の前からこの種の合金は本来超
塑性的変形可能である。そのような合金は、超塑
性的変形前に非常に微細な粒子サイズを得るため
に、熱処理及び機械的加工の複雑な連続工程にか
けられる。これらの合金では、十分注意深く制御
される必要がある熱処理および機械加工よりも、
鋳造条件は超塑性的特性にとつて重要でない。こ
のような合金の一例は、その最高強度特性で用い
られる7475のようなAl／Zn／Mg／Cuである。 上述のように、グループ２の合金は超塑性的な
製造に最も一般的に商用されている合金である。
それら全ての合金は、次の超塑性的変形を増長さ
せるように初めに加えられる粒子制御成分の使用
を要し、且つ超塑性成形工程の前に十分に冷間加
工しておく必要がある。超塑性成形工程では変形
が始まると、再結晶が起り、成形されている素材
がおそらく100％歪を受けて十分な再結晶化微細
粒サイズを得る。さらに変形する過程でどのよう
な再結晶メカニズムとなつているかは明確でな
い。付随的な動的再結晶を起さないことは可能で
ある。過度の変形は粒子粗大化を起し変形素材に
欠陥を発生させる。 英国アルミニウムカンパニイ出願人への譲渡者
は超塑性変形に適するアルミニウム基合金の開発
に非常に広い経験を有する。軽金属工業とアカデ
ミツクなサークルとではアルミニウム基合金は熱
間変形中動的に再結晶されないと広く信じられて
いた。しかしながら、米国特許第1387586号、第
1445181号、及び第1456050号に示されるようにこ
のことは根拠がなかつた。あるアルミニウム基合
金が冷間加工である程度変形された結晶組織を有
することが可能であることが周知である。そのよ
うな合金の選択とその合金の冷間加工を受けた結
晶組織の変化の範囲は、次の熱間変形中に動的再
結晶のパラメータに深く影響を与えることが出来
る。 発明の目的 従つて本発明の目的は、これまで可能であつた
加工方法よりも融通性のある加工方法を可能にす
るアルミニウム・リチウム系合金を超塑性成形す
る改良方法を提供することである。 本発明の他の目的は、強力だが軽重量の超塑性
成形された製品を提供するに有用な方法を提供す
ることである。 発明の構成 本発明では、1.5−4.0重量％のLiおよびAlと不
可避的不純物の残部からなるアルミニウム合金で
あつて、次工程の熱間加工による動的再結晶が促
進されるように冷間加工によつて変化せしめられ
た結晶組織を有し得るアルミニウム合金を超塑性
的に成形する方法において； 該アルミニウム合金の第１のブランクを、冷間
加工中の結晶組織の変化度としては、動的再結晶
が継続すると粒子サイズが漸進的に微細化される
程度の冷間加工することによつて、前記変化した
結晶組織を有する第２のブランクを形成し、 次に、該第２のブランクを熱間加工工程におい
て変形を開始させることによつて内部に動的再結
晶を誘発し、そして該熱間加工工程での変形で超
塑性変形を発生させて所定形状に加工することを
含むアルミニウム合金の超塑性成形方法を提供す
ることにある。 本発明ではアルミニウム・リチウム系合金が下
記(イ)−(ハ)： (イ) Li 1.5−4.0重量％ (ロ) Mg ≦5.0重量％ Zr ≦0.4重量％ Cu ≦6.0重量％及 Zn
≦5.0重量％から選択された少なくとも１種の元
素 (ハ) Al 残部（但し不可避的不純物を伴なう） からなることが好ましい。 また本発明は上記合金が下記(イ)−(ハ)： (イ) Li 1.5−4.0重量％ (ロ) Mg ≦4.0重量％ Zr ≦0.2重量％ Cu ≦3.0重量％及び Zn
≦3.0重量％から選択された少なくとも１つの元
素 (ハ) Al 残部（但し不可避的不純物を伴なう） からなることがより好ましい。 そして、アルミニウム・リチウム系合金として
は、例えば、下記の組成(イ)〜(ト)： (イ) Li2.0％及びAl残部 (ロ) Li3.0％；Zr0.19％及びAl残部 (ハ) Li2.9％；Mg2.20％；Zr0.18％及びAl残部 (ニ) Li2.7％；Mg2.8％；Zr0.15％及びAl残部 (ホ) Li2.7％；Mg0.7％；Cu1.2％；Zr0.09％及び
Al残部 (ヘ) Li2.8％；Mg0.8％；Cu2.5％；Zr0.11％及び
Al残部 (ト) Li2.6％；Mg1.0％；Cu1.5％；Zr0.16％；
Zn1.60％及びAl残部 （ここでのAl残部は不可避的不純物を伴なう）
のいずれかであることも好ましい。 この明細書で“冷間加工”とは、第２の“ブラ
ンク”を製造するためにシート、管、バー又はロ
ツドを冷間圧延又は冷間引抜することが一般的で
ある。 実施例 リチウム元素のみが与える効果が、リチウム２
重量％で単に合金化された超高純度アルミニウム
の場合に示されている。この合金をチル鋳造（直
接急冷鋳造）後、ゆつくりと加熱して500℃にし、
１時間の均質化を行い、室温まで冷却した。次
に、500℃に再加熱し、熱間圧延して10mm厚さに
した。この材料の第１のブランクを中間焼鈍工程
なしで冷間加工し1.5mm厚さの第２のブランクに
成形した。第２のブランクを従来技術によつて、
温度450℃、480℃または500℃に加熱維持し、動
的再結晶を生じさせながら超塑性成形して、次の
超塑性的な伸びを得た。
アルミニウム・リチウム系合金）を超塑性的に成
形する方法に関する。 従来技術 超塑性的に変形される周知のアルミニウム基合
金は以下の３つのグループに入る。 グループ １ 共晶組成物又はそれに近い合金。種々の相の微
細混合物を得るためにその合金が充分急速に凝固
するなら、熱間変形によつて超塑性の合金を得
る。そのような合金が超塑性的に変形される範囲
は、超塑性的な製造工程前の熱によるあるいは機
械的な工程によつて実質的に影響されないように
思われる。その合金の良い例はAl／Ca共晶ある
いはAl／Ca／Zn共晶である。その合金では超塑
性的な変形は粒界のスベリ機構の結果として主に
生ずる。 グループ ２ 熱間加工中に動的再結晶を助長する成分とその
再結晶を制御する粒子の非常に微細なスケールの
分散を得る成分とを含む合金。その合金は本来超
塑性変形されないものであるが、熱間加工中、超
塑性成形工程の第一段階中で都合よく超塑性的に
変形可能とする（すなわち充分に動的再結晶が生
ずる）。これらの合金では鋳造条件は、超塑性成
形工程の一部であろう熱間加工中、微細な粒子の
最適な分散を得るために極めて重要である。更
に、最終熱間加工段階前での全ての熱的処理工程
及び機械的処理工程が非常に重要であるようにも
思われる。このグループは超塑性変形用に現在商
業的に用いられる大部分の合金を含む。例とし
て、2004のようなAl／Cu／ZrとAl／Mg／Zrを
含む。このような全ての合金は超塑性成形工程の
前に通常十分に冷間加工される。 グループ ３ 超塑性成形工程の前からこの種の合金は本来超
塑性的変形可能である。そのような合金は、超塑
性的変形前に非常に微細な粒子サイズを得るため
に、熱処理及び機械的加工の複雑な連続工程にか
けられる。これらの合金では、十分注意深く制御
される必要がある熱処理および機械加工よりも、
鋳造条件は超塑性的特性にとつて重要でない。こ
のような合金の一例は、その最高強度特性で用い
られる7475のようなAl／Zn／Mg／Cuである。 上述のように、グループ２の合金は超塑性的な
製造に最も一般的に商用されている合金である。
それら全ての合金は、次の超塑性的変形を増長さ
せるように初めに加えられる粒子制御成分の使用
を要し、且つ超塑性成形工程の前に十分に冷間加
工しておく必要がある。超塑性成形工程では変形
が始まると、再結晶が起り、成形されている素材
がおそらく100％歪を受けて十分な再結晶化微細
粒サイズを得る。さらに変形する過程でどのよう
な再結晶メカニズムとなつているかは明確でな
い。付随的な動的再結晶を起さないことは可能で
ある。過度の変形は粒子粗大化を起し変形素材に
欠陥を発生させる。 英国アルミニウムカンパニイ出願人への譲渡者
は超塑性変形に適するアルミニウム基合金の開発
に非常に広い経験を有する。軽金属工業とアカデ
ミツクなサークルとではアルミニウム基合金は熱
間変形中動的に再結晶されないと広く信じられて
いた。しかしながら、米国特許第1387586号、第
1445181号、及び第1456050号に示されるようにこ
のことは根拠がなかつた。あるアルミニウム基合
金が冷間加工である程度変形された結晶組織を有
することが可能であることが周知である。そのよ
うな合金の選択とその合金の冷間加工を受けた結
晶組織の変化の範囲は、次の熱間変形中に動的再
結晶のパラメータに深く影響を与えることが出来
る。 発明の目的 従つて本発明の目的は、これまで可能であつた
加工方法よりも融通性のある加工方法を可能にす
るアルミニウム・リチウム系合金を超塑性成形す
る改良方法を提供することである。 本発明の他の目的は、強力だが軽重量の超塑性
成形された製品を提供するに有用な方法を提供す
ることである。 発明の構成 本発明では、1.5−4.0重量％のLiおよびAlと不
可避的不純物の残部からなるアルミニウム合金で
あつて、次工程の熱間加工による動的再結晶が促
進されるように冷間加工によつて変化せしめられ
た結晶組織を有し得るアルミニウム合金を超塑性
的に成形する方法において； 該アルミニウム合金の第１のブランクを、冷間
加工中の結晶組織の変化度としては、動的再結晶
が継続すると粒子サイズが漸進的に微細化される
程度の冷間加工することによつて、前記変化した
結晶組織を有する第２のブランクを形成し、 次に、該第２のブランクを熱間加工工程におい
て変形を開始させることによつて内部に動的再結
晶を誘発し、そして該熱間加工工程での変形で超
塑性変形を発生させて所定形状に加工することを
含むアルミニウム合金の超塑性成形方法を提供す
ることにある。 本発明ではアルミニウム・リチウム系合金が下
記(イ)−(ハ)： (イ) Li 1.5−4.0重量％ (ロ) Mg ≦5.0重量％ Zr ≦0.4重量％ Cu ≦6.0重量％及 Zn
≦5.0重量％から選択された少なくとも１種の元
素 (ハ) Al 残部（但し不可避的不純物を伴なう） からなることが好ましい。 また本発明は上記合金が下記(イ)−(ハ)： (イ) Li 1.5−4.0重量％ (ロ) Mg ≦4.0重量％ Zr ≦0.2重量％ Cu ≦3.0重量％及び Zn
≦3.0重量％から選択された少なくとも１つの元
素 (ハ) Al 残部（但し不可避的不純物を伴なう） からなることがより好ましい。 そして、アルミニウム・リチウム系合金として
は、例えば、下記の組成(イ)〜(ト)： (イ) Li2.0％及びAl残部 (ロ) Li3.0％；Zr0.19％及びAl残部 (ハ) Li2.9％；Mg2.20％；Zr0.18％及びAl残部 (ニ) Li2.7％；Mg2.8％；Zr0.15％及びAl残部 (ホ) Li2.7％；Mg0.7％；Cu1.2％；Zr0.09％及び
Al残部 (ヘ) Li2.8％；Mg0.8％；Cu2.5％；Zr0.11％及び
Al残部 (ト) Li2.6％；Mg1.0％；Cu1.5％；Zr0.16％；
Zn1.60％及びAl残部 （ここでのAl残部は不可避的不純物を伴なう）
のいずれかであることも好ましい。 この明細書で“冷間加工”とは、第２の“ブラ
ンク”を製造するためにシート、管、バー又はロ
ツドを冷間圧延又は冷間引抜することが一般的で
ある。 実施例 リチウム元素のみが与える効果が、リチウム２
重量％で単に合金化された超高純度アルミニウム
の場合に示されている。この合金をチル鋳造（直
接急冷鋳造）後、ゆつくりと加熱して500℃にし、
１時間の均質化を行い、室温まで冷却した。次
に、500℃に再加熱し、熱間圧延して10mm厚さに
した。この材料の第１のブランクを中間焼鈍工程
なしで冷間加工し1.5mm厚さの第２のブランクに
成形した。第２のブランクを従来技術によつて、
温度450℃、480℃または500℃に加熱維持し、動
的再結晶を生じさせながら超塑性成形して、次の
超塑性的な伸びを得た。
【表】
実施例
Al（純度99.86％）−2.7％Li−2.8％Mg−0.15％
Zrの合金をチル鋳造し続いてゆつくりと加熱し
て540℃にて24時間の均質化を行い、室温まで空
冷した。この合金を540℃に再加熱し、通常の方
法によつて４mm厚さの第１のブランクに熱間圧延
した。次に、熱間圧延材料を焼鈍し、続いて中間
焼鈍工程なしで0.4mm厚さの第２のブランクに冷
間圧延した。 そして、第２のブランクを従来技術により、温
度435℃、450℃、480℃または500℃に加熱維持
し、動的再結晶を生じさせながら超塑性成形し
て、次の超塑性伸びを得た。
Zrの合金をチル鋳造し続いてゆつくりと加熱し
て540℃にて24時間の均質化を行い、室温まで空
冷した。この合金を540℃に再加熱し、通常の方
法によつて４mm厚さの第１のブランクに熱間圧延
した。次に、熱間圧延材料を焼鈍し、続いて中間
焼鈍工程なしで0.4mm厚さの第２のブランクに冷
間圧延した。 そして、第２のブランクを従来技術により、温
度435℃、450℃、480℃または500℃に加熱維持
し、動的再結晶を生じさせながら超塑性成形し
て、次の超塑性伸びを得た。
【表】
単軸引張試験で求めた。
実施例 Al（純度99.86％）−2.5％Li−1.18％Cu−0.46％
Mg−0.10％Zrを半連続的にチル鋳造をして、500
mm×175mm断面の圧延ブロツクにした。実施例２
の場合のように該ブロツクを均質化し、5.5mm厚
さの第１のブランクに熱間圧延した。熱間圧延さ
れた第１のブランクを焼鈍した後、次に中間焼鈍
工程なしで1.5mm厚さの第２のブランクに冷間圧
延した。次に第２のブランクを従来技術で、温度
480℃、500℃、520℃または540℃に加熱維持し、
動的再結晶を生じさせながら超塑性成形して、次
の超塑性伸びを得た。
実施例 Al（純度99.86％）−2.5％Li−1.18％Cu−0.46％
Mg−0.10％Zrを半連続的にチル鋳造をして、500
mm×175mm断面の圧延ブロツクにした。実施例２
の場合のように該ブロツクを均質化し、5.5mm厚
さの第１のブランクに熱間圧延した。熱間圧延さ
れた第１のブランクを焼鈍した後、次に中間焼鈍
工程なしで1.5mm厚さの第２のブランクに冷間圧
延した。次に第２のブランクを従来技術で、温度
480℃、500℃、520℃または540℃に加熱維持し、
動的再結晶を生じさせながら超塑性成形して、次
の超塑性伸びを得た。
【表】
単軸引張試験で求めた。
実施例 Al（純度99.86％）−2.3％Li−1.2％Cu−0.7％Mg
−1.0％Zn−0.12％Zrの合金をチル鋳造し、実施
例の場合のように、500℃にて１時間の均質化
を行い、空冷した。この合金を500℃に再加熱し、
10mm厚さの第１のブランクに熱間圧延した。次
に、焼鈍し、続いて中間焼鈍工程なしで1.6mm厚
さの第２のブランクに冷間圧延した。そして、第
２のブランクを従来技術により、温度480℃また
は500℃に加熱維持し、動的再結晶を生じさせな
がら超塑性成形して、次の超塑性伸びを得た。
実施例 Al（純度99.86％）−2.3％Li−1.2％Cu−0.7％Mg
−1.0％Zn−0.12％Zrの合金をチル鋳造し、実施
例の場合のように、500℃にて１時間の均質化
を行い、空冷した。この合金を500℃に再加熱し、
10mm厚さの第１のブランクに熱間圧延した。次
に、焼鈍し、続いて中間焼鈍工程なしで1.6mm厚
さの第２のブランクに冷間圧延した。そして、第
２のブランクを従来技術により、温度480℃また
は500℃に加熱維持し、動的再結晶を生じさせな
がら超塑性成形して、次の超塑性伸びを得た。
【表】
期測定長さで単軸引張試験で求めた。
5.0％以下のMg、0.4％以下のZr、6.0％以下の
Cu及び5.0％以下のZnを有効に用いてもよいこと
がわかつた。 本発明に係るアルミニウム基合金は超塑性変形
中粒子制御用に主に供される添加成分を必要とし
ないように思われる（ある量のその成分が最初の
鋳造工程で従来の粒子微細化のために且つ強度と
歪腐食抵抗のような物理的特性を得るために添加
されてもよいが）且つ超塑性変形中に動的再結晶
工程がその変形中に与えられた歪にもかゝわらず
連続的に粒子を粗くせずに続く（従来の製造技術
の限界内で）。 これは注目すべき結果であり、上記グループ
１，２及び３で示したような超塑性変形軽金属基
合金の挙動について全てに認められた内容に反し
ている。 我々は冷間加工中の結晶組織の変化現象を示す
アルミニウム基合金の注意深い選択と特に上記特
性におけるアルミニウムへのリチウムの添加が該
基合金の挙動を根本的に変える。この変化は、冷
間圧延又は冷間引抜のような冷間加工中あるいは
短時間後に自然に生ずる再結晶である。これは積
層欠陥エネルギを招くことになる。もし、再結晶
化が行われないならば、冷間加工による結晶組織
の変化は後の超塑性変形に特に適する組織パター
ンを作る。いずれにしても、熱間超塑性変形中の
動的再結晶は、超塑性変形可能であると周知の他
のアルミニウム基合金の場合よりも非常に大き
く、これは予期せぬ結果である。 動的再結晶の進展は、超塑性変形工程で発生し
た歪にもかゝわらず、継続するので、圧力、時間
及び温度のパラメータがこれ迄のアルミニウム合
金について可能であつた以上に広く変えられる。 本発明の工程で用いられたアルミニウム基合金
に対する処理が容易となることもわかつた。特
に、冷間圧延中通常の焼鈍工程は該基合金の後続
の超塑性変形遂行に損失を起さずに省略せしめら
れる。 リチウムがアルミニウム合金中に含まれる場
合、わずかのリチウムが表面に移り、１つ又はそ
れ以上のリチウム化合物を作る。そのような化合
物は金型中で摩擦が増し金属の流れを抑制するの
で超塑性変形を抑止する傾向がある。従つてリチ
ウム含有合金を超塑性変形する場合、該表面のリ
チウム化合物を除くため化学的にそれらを処理す
るのが好ましい。これは硝酸による酸洗によつて
最も好ましく行われる。
5.0％以下のMg、0.4％以下のZr、6.0％以下の
Cu及び5.0％以下のZnを有効に用いてもよいこと
がわかつた。 本発明に係るアルミニウム基合金は超塑性変形
中粒子制御用に主に供される添加成分を必要とし
ないように思われる（ある量のその成分が最初の
鋳造工程で従来の粒子微細化のために且つ強度と
歪腐食抵抗のような物理的特性を得るために添加
されてもよいが）且つ超塑性変形中に動的再結晶
工程がその変形中に与えられた歪にもかゝわらず
連続的に粒子を粗くせずに続く（従来の製造技術
の限界内で）。 これは注目すべき結果であり、上記グループ
１，２及び３で示したような超塑性変形軽金属基
合金の挙動について全てに認められた内容に反し
ている。 我々は冷間加工中の結晶組織の変化現象を示す
アルミニウム基合金の注意深い選択と特に上記特
性におけるアルミニウムへのリチウムの添加が該
基合金の挙動を根本的に変える。この変化は、冷
間圧延又は冷間引抜のような冷間加工中あるいは
短時間後に自然に生ずる再結晶である。これは積
層欠陥エネルギを招くことになる。もし、再結晶
化が行われないならば、冷間加工による結晶組織
の変化は後の超塑性変形に特に適する組織パター
ンを作る。いずれにしても、熱間超塑性変形中の
動的再結晶は、超塑性変形可能であると周知の他
のアルミニウム基合金の場合よりも非常に大き
く、これは予期せぬ結果である。 動的再結晶の進展は、超塑性変形工程で発生し
た歪にもかゝわらず、継続するので、圧力、時間
及び温度のパラメータがこれ迄のアルミニウム合
金について可能であつた以上に広く変えられる。 本発明の工程で用いられたアルミニウム基合金
に対する処理が容易となることもわかつた。特
に、冷間圧延中通常の焼鈍工程は該基合金の後続
の超塑性変形遂行に損失を起さずに省略せしめら
れる。 リチウムがアルミニウム合金中に含まれる場
合、わずかのリチウムが表面に移り、１つ又はそ
れ以上のリチウム化合物を作る。そのような化合
物は金型中で摩擦が増し金属の流れを抑制するの
で超塑性変形を抑止する傾向がある。従つてリチ
ウム含有合金を超塑性変形する場合、該表面のリ
チウム化合物を除くため化学的にそれらを処理す
るのが好ましい。これは硝酸による酸洗によつて
最も好ましく行われる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 1.5−4.0重量％のLiおよびAlと不可避的不純
物の残部からなるアルミニウム合金であつて、次
工程の熱間加工による動的再結晶が促進されるよ
うに冷間加工によつて変化せしめられた結晶組織
を有し得る該アルミニウム合金を超塑性的に成形
する方法において； 該アルミニウム合金の第１のブランクを、冷間
加工中の結晶組織の変化度としては、動的再結晶
が継続すると粒子サイズが漸進的に微細化される
程度の冷間加工することによつて、前記変化した
結晶組織を有する第２のブランクを形成し、 次に、該第２のブランクを熱間加工工程におい
て変形を開始させることによつて内部に動的再結
晶を誘発し、そして該熱間加工工程での変形で超
塑性変形を発生させて所定形状に加工することを
含むアルミニウム合金の超塑性成形方法。 ２ 前記合金が超塑性変形を促進するために初め
に添加される粒子微細化成分を含まないことを特
徴とする特許請求の範囲第１項に記載の方法。 ３ 前記第２のブランクを製造するための第１の
ブランクの冷間加工が中間焼鈍工程なしで実施さ
れることを特徴とする特許請求の範囲第１項又は
第２項に記載の方法。 ４ 下記(イ)−(ハ)： (イ) Li 1.5−4.0重量％ (ロ) Mg ≦5.0重量％ Zr ≦0.4重量％ Cu ≦6.0重量％及 Zn
≦5.0重量％から選択された少なくとも１種の元
素 (ハ) Al 残部（但し不可避的不純物を伴なう） からなるアルミニウム合金であつて、次工程の熱
間加工による動的再結晶が促進されるように冷間
加工によつて変化せしめられた結晶組織を有し得
る該アルミニウム合金を超塑性的に成形する方法
において； 該アルミニウム合金の第１のブランクを、冷間
加工中の結晶組織の変化度としては、動的再結晶
が継続すると粒子サイズが漸進的に微細化される
程度の冷間加工することによつて、前記変化した
結晶組織を有する第２のブランクを形成し、 次に、該第２のブランクを熱間加工工程におい
て変形を開始させることによつて内部に動的再結
晶を誘発し、そして該熱間加工工程での変形で超
塑性変形を発生させて所定形状に加工することを
含むアルミニウム合金の超塑性成形方法。 ５ 前記合金が超塑性変形を促進するために初め
に添加される粒子微細化成分を含まないことを特
徴とする特許請求の範囲第４項に記載の方法。 ６ 前記第２のブランクを製造するための第１の
ブランクの冷間加工が中間焼鈍工程なしで実施さ
れることを特徴とする特許請求の範囲第４項又は
第５項に記載の方法。
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