JPS62284045A - アルミニウム合金の超可塑性成形法 - Google Patents
アルミニウム合金の超可塑性成形法Info
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- JPS62284045A JPS62284045A JP62067724A JP6772487A JPS62284045A JP S62284045 A JPS62284045 A JP S62284045A JP 62067724 A JP62067724 A JP 62067724A JP 6772487 A JP6772487 A JP 6772487A JP S62284045 A JPS62284045 A JP S62284045A
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- 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
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔本発明の技術分野〕
本発明はアルミニウム合金の超可塑性成形、及び上昇さ
せた温度で超可塑性成形に用いられる特別なアルミニウ
ム合金及び加工品（ｐｒｏｄｕｃｔ）に関する。
せた温度で超可塑性成形に用いられる特別なアルミニウ
ム合金及び加工品（ｐｒｏｄｕｃｔ）に関する。
金属の超可塑性成形は当分野でよく知られており、それ
によって、複雑な形を成形するのに裂は及び他の問題を
起こさないように金属の超可塑性成形特性を用いて上昇
させた温度で金属から複雑な成形物が形成されている。
によって、複雑な形を成形するのに裂は及び他の問題を
起こさないように金属の超可塑性成形特性を用いて上昇
させた温度で金属から複雑な成形物が形成されている。
超可塑性成形は高温度クリープの促進された形として見
なすことができ、垂下又はクリープ成形に非常に似たも
のとして起きる。アルミニウム合金の場合には、超可塑
性成形は通常３７１℃（７００°Ｆ）より高い温度、典
型的には約４８２〜５３８℃（９００〜１０００” Ｆ
）又はそれよりわずかに高い温度までの範囲で通常行な
われる。
なすことができ、垂下又はクリープ成形に非常に似たも
のとして起きる。アルミニウム合金の場合には、超可塑
性成形は通常３７１℃（７００°Ｆ）より高い温度、典
型的には約４８２〜５３８℃（９００〜１０００” Ｆ
）又はそれよりわずかに高い温度までの範囲で通常行な
われる。
この温度では金属はクリープし、比較的低い応力水準で
成形操作により動かすことができ、その金属が容易に動
き始める即ち流動し始める応力は、「流れ応力」（ｆｌ
ｏｗ ５ｔｒｅｓｓ）として言及されている。
成形操作により動かすことができ、その金属が容易に動
き始める即ち流動し始める応力は、「流れ応力」（ｆｌ
ｏｗ ５ｔｒｅｓｓ）として言及されている。
超可塑性成形はシート状金属から複雑な形成は成形物を
つくることができるものとして認識されており、コスト
の節約を約束するものである。例えば従来シートから幾
つかの部品を打ち抜き、次にそれらばらばらな部品を一
層複雑な形の物へ一緒に結合することによってつくられ
ていた航空機部品を、超可塑性成形技術により一つの金
属片から形成することができる。しかし超可塑性成形技
術自体はクリープ成形のどのやりかたの場合とも同様に
、金属流動操作が高速プレス成形と比較して比較的ゆっ
くり進行すると言う点で時間のかかるものである。もし
、裂は或は破壊を起こすことなく、超可塑性的に成形さ
れるアルミニウム合金が、与えられた温度で一層速く流
動するようにされるか、又は一層低い温度で超可塑性的
に成形されるか、又は両方ができるならば、実質的なコ
ストの節約及び利点を実現することができるであろう。
つくることができるものとして認識されており、コスト
の節約を約束するものである。例えば従来シートから幾
つかの部品を打ち抜き、次にそれらばらばらな部品を一
層複雑な形の物へ一緒に結合することによってつくられ
ていた航空機部品を、超可塑性成形技術により一つの金
属片から形成することができる。しかし超可塑性成形技
術自体はクリープ成形のどのやりかたの場合とも同様に
、金属流動操作が高速プレス成形と比較して比較的ゆっ
くり進行すると言う点で時間のかかるものである。もし
、裂は或は破壊を起こすことなく、超可塑性的に成形さ
れるアルミニウム合金が、与えられた温度で一層速く流
動するようにされるか、又は一層低い温度で超可塑性的
に成形されるか、又は両方ができるならば、実質的なコ
ストの節約及び利点を実現することができるであろう。
超可塑性成形を促進する多くの方法が存在する。
これらの方法の幾つかは、主として成形中金属の流れを
制御することによりその操作を促進するが、又は諸問題
を軽減するように、超可塑性成形操作で取り扱うことに
関係している。そのようなもの他の方法は金属を超可塑
性的に形成することに関係している。微細な粒径は超可
塑性成形操作を含む成形操作を促進すると言うことは長
い間認識されてきた。微細粒径を得るための努力の幾つ
かの例は米国特許第３，８４７，６８１号及び第４，０
９２，１８１号に示されている。１９６０年代にさかの
ぼれる位古い微細粒径を得るための一つの方法は、アル
ミ質（ａｌｕｍｉｎｏｕｓ）金属へ冷間加工し、次に再
結晶化温度へ急速に加熱するような実質的な加工効果を
与えることを含んでいる。しかし超可塑性成形温度成は
その操作にかけられる金属素材を改良するように種々の
方法がとられているにも拘わらず、実質的な改良の余地
かのこされており、超可塑性成形操作を一層速く或は一
層低い温度で進行するようにさせる合金が望ましく、依
然として求められている。
制御することによりその操作を促進するが、又は諸問題
を軽減するように、超可塑性成形操作で取り扱うことに
関係している。そのようなもの他の方法は金属を超可塑
性的に形成することに関係している。微細な粒径は超可
塑性成形操作を含む成形操作を促進すると言うことは長
い間認識されてきた。微細粒径を得るための努力の幾つ
かの例は米国特許第３，８４７，６８１号及び第４，０
９２，１８１号に示されている。１９６０年代にさかの
ぼれる位古い微細粒径を得るための一つの方法は、アル
ミ質（ａｌｕｍｉｎｏｕｓ）金属へ冷間加工し、次に再
結晶化温度へ急速に加熱するような実質的な加工効果を
与えることを含んでいる。しかし超可塑性成形温度成は
その操作にかけられる金属素材を改良するように種々の
方法がとられているにも拘わらず、実質的な改良の余地
かのこされており、超可塑性成形操作を一層速く或は一
層低い温度で進行するようにさせる合金が望ましく、依
然として求められている。
本発明によれば、アルミニウム合金の超可塑性成形性能
が、それに少量ではあるが有効な量、例えば０．０５〜
１０％、好ましくは０．１〜５％の量の元素スカンジウ
ムを添加することにより、著しく改善される。最大固溶
体化量より多く添加すると（ＡＩ−Ｓ ｃ二成分系合金
については約０．４重量％）、合金を鋳造又は固化する
のに、ある急速な固化のある方式を用いて、大きくて効
果のない金属間成分を形成させないようにすべきである
ことは認められるであろう。スカンジウムの添加は、ア
ルミニウム合金が、以下に説明するように、マグネシウ
ムの如き可溶性元素を含む時、特に有利である。
が、それに少量ではあるが有効な量、例えば０．０５〜
１０％、好ましくは０．１〜５％の量の元素スカンジウ
ムを添加することにより、著しく改善される。最大固溶
体化量より多く添加すると（ＡＩ−Ｓ ｃ二成分系合金
については約０．４重量％）、合金を鋳造又は固化する
のに、ある急速な固化のある方式を用いて、大きくて効
果のない金属間成分を形成させないようにすべきである
ことは認められるであろう。スカンジウムの添加は、ア
ルミニウム合金が、以下に説明するように、マグネシウ
ムの如き可溶性元素を含む時、特に有利である。
本発明によれば、実質的に１０００％を越える伸びの水
準を３９８℃（７５０６Ｆ）位低い温度及び０．０１秒
−１（０，１％／秒）のひずみ速度で達成することがで
きることが判明している。この性能は従来何時間もかか
っていたことを数分間でできるようにしており、どの基
準によっても顕著なものであると考えられ、アルミニウ
ム合金の超可塑性成形を著しく促進するものと考えられ
ている。そのような性能はアルミニウム超可塑性成形の
分野で求められてきており、重要な公的及び私的に行な
われている研究の主題になっている。同様に重要なこと
は、スカンジウムの添加が、その他の点で、構造材料と
しての用途でアルミニウム合金のために通常用いらてれ
る比較的低い使用温度でのアルミニウム合金の性能に害
を与えないと言うことである。例えば米国特許第３，６
１９，１８１号に示されているように、スカンジウムは
、アルミニウム合金に室温及び約１４９℃（約３００６
Ｆ）の温度、及び２６０℃（約５００°Ｆ）までの温度
でさえもその強度特性を改善するために含ませることが
できる。従ってこの効果は、超可塑性成形温度で実際上
進になっており、スカンジウムの添加が、流れ応力、即
ち熱可塑性成形操作で金属を流動させるようにその金属
に適用される応力を減少させると言う意味で金属を弱く
すると言うことが 判ったことは全く驚くべき事である。
準を３９８℃（７５０６Ｆ）位低い温度及び０．０１秒
−１（０，１％／秒）のひずみ速度で達成することがで
きることが判明している。この性能は従来何時間もかか
っていたことを数分間でできるようにしており、どの基
準によっても顕著なものであると考えられ、アルミニウ
ム合金の超可塑性成形を著しく促進するものと考えられ
ている。そのような性能はアルミニウム超可塑性成形の
分野で求められてきており、重要な公的及び私的に行な
われている研究の主題になっている。同様に重要なこと
は、スカンジウムの添加が、その他の点で、構造材料と
しての用途でアルミニウム合金のために通常用いらてれ
る比較的低い使用温度でのアルミニウム合金の性能に害
を与えないと言うことである。例えば米国特許第３，６
１９，１８１号に示されているように、スカンジウムは
、アルミニウム合金に室温及び約１４９℃（約３００６
Ｆ）の温度、及び２６０℃（約５００°Ｆ）までの温度
でさえもその強度特性を改善するために含ませることが
できる。従ってこの効果は、超可塑性成形温度で実際上
進になっており、スカンジウムの添加が、流れ応力、即
ち熱可塑性成形操作で金属を流動させるようにその金属
に適用される応力を減少させると言う意味で金属を弱く
すると言うことが 判ったことは全く驚くべき事である。
本発明の実施でアルミニウム合金に含有されるスカンジ
ウムの量は約０．０５％の最小から１０％位の高さの最
大まで、或は場合によってはそれより高くてもよく、例
えば急速な固化鋳造法が用いられるならば１５％までの
範囲にあるが、経済的な理由から最大約５％以下のスカ
ンジウムを用いるのが好ましい。ここでの組成の％は全
て重量によるものであり、アルミニウム合金とは５０％
より多いアルミニウム、例えば少なくとも６０％のアル
ミニウムを含むアルミニウム金属のことを指すものと理
解されたい。スカンジウムの適当な範囲は約０．１又は
０．２から約０．９又は１．０％までのスカンジウムで
ある。この範囲内で、非常に合理的と考えられるコスト
で、特に利点の程度が認められる時、スカンジウムの利
点が得られる。一つの好ましいスカンジウムの範囲は約
０．３〜約０．７％である。
ウムの量は約０．０５％の最小から１０％位の高さの最
大まで、或は場合によってはそれより高くてもよく、例
えば急速な固化鋳造法が用いられるならば１５％までの
範囲にあるが、経済的な理由から最大約５％以下のスカ
ンジウムを用いるのが好ましい。ここでの組成の％は全
て重量によるものであり、アルミニウム合金とは５０％
より多いアルミニウム、例えば少なくとも６０％のアル
ミニウムを含むアルミニウム金属のことを指すものと理
解されたい。スカンジウムの適当な範囲は約０．１又は
０．２から約０．９又は１．０％までのスカンジウムで
ある。この範囲内で、非常に合理的と考えられるコスト
で、特に利点の程度が認められる時、スカンジウムの利
点が得られる。一つの好ましいスカンジウムの範囲は約
０．３〜約０．７％である。
スカンジウムの他に、アルミニウム合金は、超可塑性成
形温度で固溶体になっていて、且つスカンジウムと組み
合わさって超可塑性成形温度で流れ応力を低下させる一
種以上の元素を含んでいるのが好ましい。従ってアルミ
ニウム合金はマグネシウム、珪素、銅、銀、ゲルマニウ
ム、リチウム、マンガン又は亜塩の元素の一種以上を、
その元素の少なくとも幾らかが、超可塑性成形温度で固
溶体中に入り、スカンジウム含有アルミニウムの超可塑
性成形温度での流れ応力を変える量で選択された量、典
型的には０．１％以上の量で含んでいる。
形温度で固溶体になっていて、且つスカンジウムと組み
合わさって超可塑性成形温度で流れ応力を低下させる一
種以上の元素を含んでいるのが好ましい。従ってアルミ
ニウム合金はマグネシウム、珪素、銅、銀、ゲルマニウ
ム、リチウム、マンガン又は亜塩の元素の一種以上を、
その元素の少なくとも幾らかが、超可塑性成形温度で固
溶体中に入り、スカンジウム含有アルミニウムの超可塑
性成形温度での流れ応力を変える量で選択された量、典
型的には０．１％以上の量で含んでいる。
これら元素の量は、広く述べれば１０％までのＭｇ、２
％までのＳｉ、１０％までのＡｇ、５％までのＣｕ、５
％までのＧｅ、５％までのＬｉ、１．５％までのＭｎ、
及び１０％までのＺｎである。この群の中で、現在好ま
しい具体例は１〜７又は８％の量で存在するマグネシウ
ムを含んでおり、良好な性能を得るためには２〜６％の
量が考えられており、３〜５％の量のＭｇ、好ましくは
３．５〜４．５％のＭｇが本発明に従い全く印象的な性
能を与える。
％までのＳｉ、１０％までのＡｇ、５％までのＣｕ、５
％までのＧｅ、５％までのＬｉ、１．５％までのＭｎ、
及び１０％までのＺｎである。この群の中で、現在好ま
しい具体例は１〜７又は８％の量で存在するマグネシウ
ムを含んでおり、良好な性能を得るためには２〜６％の
量が考えられており、３〜５％の量のＭｇ、好ましくは
３．５〜４．５％のＭｇが本発明に従い全く印象的な性
能を与える。
上で列挙した元素の他に、アルミ質金属はＦｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、 Ｚｒ、希土類元素の如き他の元素、或はアル
ミニウム及びアルミニウム合金に伴われる種々の他の元
素を意図的な添加或は付随の元素或は不純物として含ん
でいてもよいが、上で示したように現在好ましい具体例
は付随の元素及び不純物と共に、約３〜５％のＭｇ及び
約０．２〜０，８％のＳｃを含むアルミニウム合金であ
る。超可塑性成形温度で不溶性である成分（金属間化合
物）又は、相は超可塑性成形を妨害したり或は欠陥を生
じたりする。従って上記元素は超可塑性成形温度でそれ
ら成分の形成に都合がよい量で、或は組み合わせて用い
ないのが好ましい。そのような許容される元素の量は、
一つには超可塑性成形の前の操作で用いられる固化及び
加熱の速度に依存する。例えば約０．１５０インチの厚
さの鋳造素材を極めて速く固化し、続いて冷間圧延し、
超可塑性成形温度へ急速に加熱し、そしてかなり速く超
可塑性成形することは、超可塑性成形を阻害する比較的
大きな不溶性相の形成を回避することができる。
Ｎｉ、 Ｚｒ、希土類元素の如き他の元素、或はアル
ミニウム及びアルミニウム合金に伴われる種々の他の元
素を意図的な添加或は付随の元素或は不純物として含ん
でいてもよいが、上で示したように現在好ましい具体例
は付随の元素及び不純物と共に、約３〜５％のＭｇ及び
約０．２〜０，８％のＳｃを含むアルミニウム合金であ
る。超可塑性成形温度で不溶性である成分（金属間化合
物）又は、相は超可塑性成形を妨害したり或は欠陥を生
じたりする。従って上記元素は超可塑性成形温度でそれ
ら成分の形成に都合がよい量で、或は組み合わせて用い
ないのが好ましい。そのような許容される元素の量は、
一つには超可塑性成形の前の操作で用いられる固化及び
加熱の速度に依存する。例えば約０．１５０インチの厚
さの鋳造素材を極めて速く固化し、続いて冷間圧延し、
超可塑性成形温度へ急速に加熱し、そしてかなり速く超
可塑性成形することは、超可塑性成形を阻害する比較的
大きな不溶性相の形成を回避することができる。
珪素は不溶性相を形成する元素の例であり、一つの好ま
しい具体例として、珪素を最大０．４又は０．４５％或
は場合によっては０，５％に限定し、特にマグネシウム
が合金中に存在する場合には、好ましくは０．２５％の
最大値に限定するのが都合が良い。
しい具体例として、珪素を最大０．４又は０．４５％或
は場合によっては０，５％に限定し、特にマグネシウム
が合金中に存在する場合には、好ましくは０．２５％の
最大値に限定するのが都合が良い。
超可塑性成形を阻害する金属間化合物及び相を形成する
ことができる元素の他の例は、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、セリウム、希土類元素及びＴａ、Ｗ
、Ｒｅ、Ｍｏ及びＮｂの如き耐火性元素である。
ことができる元素の他の例は、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、セリウム、希土類元素及びＴａ、Ｗ
、Ｒｅ、Ｍｏ及びＮｂの如き耐火性元素である。
Ｚｎ、 Ｃｕ、及びＭｇの如き可溶性元素も一種以上存
在する場合には不溶性成分を形成する。例えばＣｕ及び
Ｍｇは、もし両方共充分な量で存在し、加工温度が析出
に好ましいならばそのような成分を形成することができ
る。
在する場合には不溶性成分を形成する。例えばＣｕ及び
Ｍｇは、もし両方共充分な量で存在し、加工温度が析出
に好ましいならばそのような成分を形成することができ
る。
本発明の幾つかの具体例を実施する際に観察される特徴
の一つは、はぼＡ ｌ ３ Ｓ ｃであると考えられる
スカンジウム−アルミニウム相とアルミニウムマトリッ
クスとの間の関係であり、スカンジウム−アルミニウム
相がアルミニウム相と密着しているように見え、即ちス
カンジウム−アルミニウム相が種々のアルミニウム合金
で見られる他の相程顕著にはなっていないか或はアルミ
ニウムマトリックスと区別できなくなっている位、アル
ミニウム相に非常に似た結晶構造を有している。アルミ
ニラム−スカンジウム相はアルミニウムマトリックスに
非常によく似た構造をもっているので、上昇させた温度
では比較的安定であり、超可塑性成形温度粒化しにくい
傾向をもつ。この相の存在は超可塑性成形中古典的な再
結晶化が起きるのを妨げているように見える。ここで用
いられる用語「古典的再結晶」とは、結晶成長が核生成
点、の周りに行なわれ、最初の結晶或は粒子界面及びそ
れらの界面内の微粒構造が実質的に消え、新しい粒子界
面をもつ実質的に完全な結晶粒子によって置き換えられ
るような現象を言う。
の一つは、はぼＡ ｌ ３ Ｓ ｃであると考えられる
スカンジウム−アルミニウム相とアルミニウムマトリッ
クスとの間の関係であり、スカンジウム−アルミニウム
相がアルミニウム相と密着しているように見え、即ちス
カンジウム−アルミニウム相が種々のアルミニウム合金
で見られる他の相程顕著にはなっていないか或はアルミ
ニウムマトリックスと区別できなくなっている位、アル
ミニウム相に非常に似た結晶構造を有している。アルミ
ニラム−スカンジウム相はアルミニウムマトリックスに
非常によく似た構造をもっているので、上昇させた温度
では比較的安定であり、超可塑性成形温度粒化しにくい
傾向をもつ。この相の存在は超可塑性成形中古典的な再
結晶化が起きるのを妨げているように見える。ここで用
いられる用語「古典的再結晶」とは、結晶成長が核生成
点、の周りに行なわれ、最初の結晶或は粒子界面及びそ
れらの界面内の微粒構造が実質的に消え、新しい粒子界
面をもつ実質的に完全な結晶粒子によって置き換えられ
るような現象を言う。
改良された超可塑性成形金属は、選択されたＳｃ含有量
に従って合金が種々のベルト又はドラム鋳造法を含む連
続的或は半連続的鋳造法によるなどして薄いインゴット
を含めたインゴットに容易に鋳造できると言う点で、他
のアルミニウム合金を製造するのに用いられている方法
に従って製造することができる。一般に、Ｓｃの含有量
が高い程インゴットの大きさが小さく、或は鋳造の冷却
速度（ｃｈｉｌｌ ｒａｔｅ）が大きいが、或はその
両方が指示される。本発明の現在好ましい具体例として
、約０．２〜０．８のＳｃ含有量が用いられる場合、あ
る中程度に速い固化のやり方がＳｃ含有相をできるだけ
最もよく分布させるのに望ましい。１５℃又は２０℃（
３６°Ｆ）／秒又はそれより速い冷却速度が一般に好ま
しい。この条件を達成する一つの方法は、１０．２ｃｍ
（４インチ）を越えない厚さの如き比較的薄いインゴッ
ト、例えば約２．５又は５．０ｃｍ（１又は２インチ）
の厚さのインゴットの鋳造することである。Ｓｃ含有量
が高い程鋳造冷却速度を速くして行なうのが好ましい。
に従って合金が種々のベルト又はドラム鋳造法を含む連
続的或は半連続的鋳造法によるなどして薄いインゴット
を含めたインゴットに容易に鋳造できると言う点で、他
のアルミニウム合金を製造するのに用いられている方法
に従って製造することができる。一般に、Ｓｃの含有量
が高い程インゴットの大きさが小さく、或は鋳造の冷却
速度（ｃｈｉｌｌ ｒａｔｅ）が大きいが、或はその
両方が指示される。本発明の現在好ましい具体例として
、約０．２〜０．８のＳｃ含有量が用いられる場合、あ
る中程度に速い固化のやり方がＳｃ含有相をできるだけ
最もよく分布させるのに望ましい。１５℃又は２０℃（
３６°Ｆ）／秒又はそれより速い冷却速度が一般に好ま
しい。この条件を達成する一つの方法は、１０．２ｃｍ
（４インチ）を越えない厚さの如き比較的薄いインゴッ
ト、例えば約２．５又は５．０ｃｍ（１又は２インチ）
の厚さのインゴットの鋳造することである。Ｓｃ含有量
が高い程鋳造冷却速度を速くして行なうのが好ましい。
望ましい同化速度はＳｅの外に、ある他の元素の存在に
関係している。一般的な規則としてアルミニウム以外の
元素、特に超可塑性成形温度で不溶性の金属同相を形成
する元素の含有量が多くなる程、望ましい鋳造冷却速度
は高くなる。 金属に、鋳造構造を破壊し、粒子組織
を変えるため加工を与えることが望ましい。従ってイン
ゴットを熱間圧延し、次に冷間圧延するが、厚さ３．２
＋ａｍ（１７８インチ）まで鋳造した合金の如き薄い鋳
造合金等は熱間圧延を省略し、直接冷間圧延にかけるこ
とができる。本発明によりアルミ質金属を製造する際、
合金を少なくとも３０％、典型的には９０％以上の圧減
まで圧延するのが好ましい。これは鋳造構造を破壊し、
合金を強化する。加工は比較的高い温度（２８８〜３９
９℃）（５５０〜７５０°Ｆ）、又は冷たい温度、又は
両方で行なうことができる。加工は圧延又は押し出し、
鍛造又は他の加工操作を含むことができる。加工は好ま
しいが、ある場合には鋳造したままの素材を超可塑性的
に成形することも可能である。
関係している。一般的な規則としてアルミニウム以外の
元素、特に超可塑性成形温度で不溶性の金属同相を形成
する元素の含有量が多くなる程、望ましい鋳造冷却速度
は高くなる。 金属に、鋳造構造を破壊し、粒子組織
を変えるため加工を与えることが望ましい。従ってイン
ゴットを熱間圧延し、次に冷間圧延するが、厚さ３．２
＋ａｍ（１７８インチ）まで鋳造した合金の如き薄い鋳
造合金等は熱間圧延を省略し、直接冷間圧延にかけるこ
とができる。本発明によりアルミ質金属を製造する際、
合金を少なくとも３０％、典型的には９０％以上の圧減
まで圧延するのが好ましい。これは鋳造構造を破壊し、
合金を強化する。加工は比較的高い温度（２８８〜３９
９℃）（５５０〜７５０°Ｆ）、又は冷たい温度、又は
両方で行なうことができる。加工は圧延又は押し出し、
鍛造又は他の加工操作を含むことができる。加工は好ま
しいが、ある場合には鋳造したままの素材を超可塑性的
に成形することも可能である。
Ａ ＬＭ ｇ−Ｓ ｃ合金は、薄いインゴットに鋳造さ
れた時、加工前に高温余熱を必要とはしない。熱間加工
の前の２８８℃（５５０’ Ｆ）への加熱は適切である
。一つの好ましい実施は、加工素材の過度の破壊を起こ
すことなく有用な最も低い温度で熱間加工することを含
んでいる。好ましいＡｌ−Ｍｇ−Ｓｃ合金は熱処理可能
な合金と考えられ、ＡＩ、Ｓｃの幾らかの析出が然間圧
延中生ずることがある。Ｓｃの量が一層多いか又は析出
物形成元素の数又は量が多いと、比較的低い加工温度及
び上昇させた温１５一 度で一層短い時間を使用した方が一層都合よい。
れた時、加工前に高温余熱を必要とはしない。熱間加工
の前の２８８℃（５５０’ Ｆ）への加熱は適切である
。一つの好ましい実施は、加工素材の過度の破壊を起こ
すことなく有用な最も低い温度で熱間加工することを含
んでいる。好ましいＡｌ−Ｍｇ−Ｓｃ合金は熱処理可能
な合金と考えられ、ＡＩ、Ｓｃの幾らかの析出が然間圧
延中生ずることがある。Ｓｃの量が一層多いか又は析出
物形成元素の数又は量が多いと、比較的低い加工温度及
び上昇させた温１５一 度で一層短い時間を使用した方が一層都合よい。
１゛ 亀裂を裂けるため２８８℃（５５０°
Ｆ）より高い熱間圧延を行なうのが望ましいが、熱間圧
延温度を４２７’Ｃ（８００” Ｆ）を越えない温度、
好ましくは３９９℃（７５０°Ｆ）を越えない温度に保
ち、超可塑性成形性能を劣化する恐れがある程Ａ１．Ｓ
ｃ相を変性又は粗粒化しないようにするのを助けるよう
にすることが好ましい。即ちＡ Ｉ −Ｓ ｃ相は上昇
させた温度で比較的安定であるが、合金加工物を製造す
る際、実質的な時間４２７℃（８００°Ｆ）より高い温
度になるのを避けることが好ましいと考えられている。
Ｆ）より高い熱間圧延を行なうのが望ましいが、熱間圧
延温度を４２７’Ｃ（８００” Ｆ）を越えない温度、
好ましくは３９９℃（７５０°Ｆ）を越えない温度に保
ち、超可塑性成形性能を劣化する恐れがある程Ａ１．Ｓ
ｃ相を変性又は粗粒化しないようにするのを助けるよう
にすることが好ましい。即ちＡ Ｉ −Ｓ ｃ相は上昇
させた温度で比較的安定であるが、合金加工物を製造す
る際、実質的な時間４２７℃（８００°Ｆ）より高い温
度になるのを避けることが好ましいと考えられている。
Ｓｃの添加は、超可塑性特性をもつと現在考えられてい
る７４フ５の如き合金の超可塑性成形性能を改良すると
考えられている。しかしアルミニウム協会の規格範囲が
５．２〜６．２％のＺｎ、１．９〜２．６％のＭ、、１
．２〜１．９％のＣｕ、０．１８〜０．２５％のＣｒ、
残余Ａ１及び付随の元素及び不純物であるフ４７５の如
き合金、及び析出物形成元素を含む他の合金は、超可塑
性成形温度で不溶性である析出物の形成には都合のよく
ない操作によって処理されるのが好物へ成形することが
できるであろう。この合金を溶体化熱処理するのに５１
０℃（９５０°Ｆ）の成形温度が適しているが、成形直
後に急冷及び時効にかけることができる。
る７４フ５の如き合金の超可塑性成形性能を改良すると
考えられている。しかしアルミニウム協会の規格範囲が
５．２〜６．２％のＺｎ、１．９〜２．６％のＭ、、１
．２〜１．９％のＣｕ、０．１８〜０．２５％のＣｒ、
残余Ａ１及び付随の元素及び不純物であるフ４７５の如
き合金、及び析出物形成元素を含む他の合金は、超可塑
性成形温度で不溶性である析出物の形成には都合のよく
ない操作によって処理されるのが好物へ成形することが
できるであろう。この合金を溶体化熱処理するのに５１
０℃（９５０°Ｆ）の成形温度が適しているが、成形直
後に急冷及び時効にかけることができる。
前述のことから、選択した合金組成物を加工品へ処理す
るのに好ましい操作は大きな又はかなり大きい冷却速度
で鋳造し、加工素材を生成させることを含んでいること
が判るであろう。付随の加熱を含む加工は、比較的低い
温度又は中程度の上昇させた温度で、例えば２８８〜３
９９℃（５５０〜７５０°Ｆ）又は４２７℃（８００’
Ｆ）で行ない、望ましくない析出相の形成を減少させ
ることが好ましい。一層高い温度はそれ程好ましくはな
いが、もし望ましくない析出を避けるのに充分な短い時
間を用いるならば有用である。その好ましい実施法は、
後の超可塑性成形繰作を阻害するのに充分な位超可塑性
成形温度で不溶性であるか又は凝集する析出物を生ずる
傾向の元素が合金中に存在する場合一層重要になる。
るのに好ましい操作は大きな又はかなり大きい冷却速度
で鋳造し、加工素材を生成させることを含んでいること
が判るであろう。付随の加熱を含む加工は、比較的低い
温度又は中程度の上昇させた温度で、例えば２８８〜３
９９℃（５５０〜７５０°Ｆ）又は４２７℃（８００’
Ｆ）で行ない、望ましくない析出相の形成を減少させ
ることが好ましい。一層高い温度はそれ程好ましくはな
いが、もし望ましくない析出を避けるのに充分な短い時
間を用いるならば有用である。その好ましい実施法は、
後の超可塑性成形繰作を阻害するのに充分な位超可塑性
成形温度で不溶性であるか又は凝集する析出物を生ずる
傾向の元素が合金中に存在する場合一層重要になる。
実施例１
本発明を実施することにより達成される改良を例示する
ため次ぎの実施例を示す。表１に示した種々の組成の合
金を比較的大きい冷却速度で半連続的に鋳造し、断面が
２．５Ｘ １５．２ｃｍ（Ｉ Ｘ ６インチ）及び６．
４ｘ ３０．５ｃｍ（２１／２ｘ １２インチ）のイン
ゴットにし、次ぎに熱間及び冷間圧延して約０．２５ｃ
ｍ（０，１インチ）厚のシートにした。２８８℃（５５
０’ Ｆ）の熱間圧延操作は約０．６４ｃｍ（０，２５
インチ）のシートを生じ、それを冷間圧延して６０％の
冷間圧減で最終厚０．２５ｃｍ（０，１インチ）にした
。別の焼鈍又は再結晶化処理をすることなく、超可塑性
的性質の測定のため、シートをある場合には３９９℃（
７５０’ Ｆ）の温度に加熱し、別の場合には５３８℃
（１０００’ Ｆ）の温度に加熱した。流れ応力及び伸
びを両方の温度で測定し、表１に列挙する。
ため次ぎの実施例を示す。表１に示した種々の組成の合
金を比較的大きい冷却速度で半連続的に鋳造し、断面が
２．５Ｘ １５．２ｃｍ（Ｉ Ｘ ６インチ）及び６．
４ｘ ３０．５ｃｍ（２１／２ｘ １２インチ）のイン
ゴットにし、次ぎに熱間及び冷間圧延して約０．２５ｃ
ｍ（０，１インチ）厚のシートにした。２８８℃（５５
０’ Ｆ）の熱間圧延操作は約０．６４ｃｍ（０，２５
インチ）のシートを生じ、それを冷間圧延して６０％の
冷間圧減で最終厚０．２５ｃｍ（０，１インチ）にした
。別の焼鈍又は再結晶化処理をすることなく、超可塑性
的性質の測定のため、シートをある場合には３９９℃（
７５０’ Ｆ）の温度に加熱し、別の場合には５３８℃
（１０００’ Ｆ）の温度に加熱した。流れ応力及び伸
びを両方の温度で測定し、表１に列挙する。
表１から、４％のマグネシウム及び０．５％のスカンジ
ウムを含む合金は、１０００％を越える伸びが５３８℃
（１０００°Ｆ）及び３９９℃（７５０’ Ｆ）の両方
で達成され、５３８℃（１０００°Ｆ）での流れ応力水
準はわずかに６ Ｍ Ｐ ａ（９００ｐｓｉ）である点
で異常に良い性能を示し、特別な試験で４％Ｍｇの場合
の性能は６％Ｍｇの場合の性能水準を越えていることが
容易に明らかになる。超可塑性成形温度で可溶性のＭｇ
の如き元素は本発明を実施するのに実質的な利点を与え
るように用いることができることは認められるべきであ
る。３９９℃（）５０°Ｆ）では、Ｓｅ及び４％Ｍｇを
含む試料の超可塑性成形性についての性能はＳｃ及び６
％Ｍｇを含む合金のそれよりも実質的に優れており、後
者の合金は印象的ではあるが、ある場合には限界と考え
られるわずか３４１％の伸びを示していた。しかし５３
８℃（１０００°Ｆ）では、６％Ｍｇ含有合金は全く良
い性能を示した。従ってアルミニウム合金素材の性能は
、超可塑性成形温度に関して高めることができ、超可塑
性成形条件及び予想される使用上の要件の両方に関し、
結果を最適にすることができる。即ち表１を見ると、４
％Ｍｇ含有合金は３９９℃（７５０°Ｆ）で優れた超可
塑性性能をもつのに対し、６％Ｍｇ合金は５３８℃（１
０００°Ｆ）で同様か又はそれ以上の性能を示し、室温
の使用温度では一層大きな強度をもつであろうことは当
業者には明らかであろう。
ウムを含む合金は、１０００％を越える伸びが５３８℃
（１０００°Ｆ）及び３９９℃（７５０’ Ｆ）の両方
で達成され、５３８℃（１０００°Ｆ）での流れ応力水
準はわずかに６ Ｍ Ｐ ａ（９００ｐｓｉ）である点
で異常に良い性能を示し、特別な試験で４％Ｍｇの場合
の性能は６％Ｍｇの場合の性能水準を越えていることが
容易に明らかになる。超可塑性成形温度で可溶性のＭｇ
の如き元素は本発明を実施するのに実質的な利点を与え
るように用いることができることは認められるべきであ
る。３９９℃（）５０°Ｆ）では、Ｓｅ及び４％Ｍｇを
含む試料の超可塑性成形性についての性能はＳｃ及び６
％Ｍｇを含む合金のそれよりも実質的に優れており、後
者の合金は印象的ではあるが、ある場合には限界と考え
られるわずか３４１％の伸びを示していた。しかし５３
８℃（１０００°Ｆ）では、６％Ｍｇ含有合金は全く良
い性能を示した。従ってアルミニウム合金素材の性能は
、超可塑性成形温度に関して高めることができ、超可塑
性成形条件及び予想される使用上の要件の両方に関し、
結果を最適にすることができる。即ち表１を見ると、４
％Ｍｇ含有合金は３９９℃（７５０°Ｆ）で優れた超可
塑性性能をもつのに対し、６％Ｍｇ合金は５３８℃（１
０００°Ｆ）で同様か又はそれ以上の性能を示し、室温
の使用温度では一層大きな強度をもつであろうことは当
業者には明らかであろう。
従って本発明は、Ｍｇ又はＣｕ又はＺｎ又はＬｉの如き
元素の添加を、異なった超可塑性温度で試験される（好
ましくは冷間圧延後）試験片に種々の量で行なうことが
でき、本発明の教示に従って、適当な組成及び超可塑性
成形温度を、最適或は少なくとも優れた超可塑性成形性
能と使用上の性能とが一緒になるように選択される。本
発明を実施する際、超可塑性成形温度で可溶性のＭｇの
如き元素が存在すると幾らかＳｃと相互作用し、そのよ
うな元素が存在していないアルミニウムースカンジウム
合金に優るように超可塑性成形性能を改良することにな
ることが判明している。
元素の添加を、異なった超可塑性温度で試験される（好
ましくは冷間圧延後）試験片に種々の量で行なうことが
でき、本発明の教示に従って、適当な組成及び超可塑性
成形温度を、最適或は少なくとも優れた超可塑性成形性
能と使用上の性能とが一緒になるように選択される。本
発明を実施する際、超可塑性成形温度で可溶性のＭｇの
如き元素が存在すると幾らかＳｃと相互作用し、そのよ
うな元素が存在していないアルミニウムースカンジウム
合金に優るように超可塑性成形性能を改良することにな
ることが判明している。
実施例２
本発明の利点は超可塑性７４７５材料の如き他の超可塑
性成形性材料と比較することにより例示することができ
る。第１図は、超可塑性７４７５について、その７４７
５合金の好ましい超可塑性成形温度である５１６℃（９
６０°Ｆ）での伸び対真のひずみ速度、及び４％マグネ
シウム及び０．５％スカンジウムを含む改良された材料
についての３１６℃（６００’ Ｆ）、３９９’Ｃ（７
５０’ Ｆ）、４８２℃（９００６Ｆ）及び５３８℃（
１０００°Ｆ）での伸び対真のひずみ速度をプロットし
た超可塑性性能を例示したグラフである。超可塑性７４
７５は非常に微細な粒径及び超可塑性性能を生ずるよう
に特別に処理した。改良された材料は熱間トは約＃＝４
４ｃ ｍ （１７４インチ）の厚さまで連続的に熱間圧
延され、次に０．２５ｃｍ（０，１インチ）の最終的厚
さまで冷間圧延された。第１図には、改良された性能は
実線で示され、７４７５の性能は点線で示されている。
性成形性材料と比較することにより例示することができ
る。第１図は、超可塑性７４７５について、その７４７
５合金の好ましい超可塑性成形温度である５１６℃（９
６０°Ｆ）での伸び対真のひずみ速度、及び４％マグネ
シウム及び０．５％スカンジウムを含む改良された材料
についての３１６℃（６００’ Ｆ）、３９９’Ｃ（７
５０’ Ｆ）、４８２℃（９００６Ｆ）及び５３８℃（
１０００°Ｆ）での伸び対真のひずみ速度をプロットし
た超可塑性性能を例示したグラフである。超可塑性７４
７５は非常に微細な粒径及び超可塑性性能を生ずるよう
に特別に処理した。改良された材料は熱間トは約＃＝４
４ｃ ｍ （１７４インチ）の厚さまで連続的に熱間圧
延され、次に０．２５ｃｍ（０，１インチ）の最終的厚
さまで冷間圧延された。第１図には、改良された性能は
実線で示され、７４７５の性能は点線で示されている。
第１図から改良のデーターの全ては超可塑性７４７５曲
線の右側にあり、それは優れた性能を示していることは
容易にわかるであろう。３９９℃（７５０°Ｆ）及び５
３８℃（１０００°Ｆ）では、改良された材料は与えら
れたひずみ速度に対し一層大きな伸びを、そして与えら
れた伸びに対し一層大きな可能なひずみ速度を容易に与
える。改良された金属は超可塑性成形温度で超可塑性７
４７５より大きいか又はそれに等しい伸びを示すが、改
良された金属を形成するために一層大きなひずみ速度を
用いることができることを示している。改良された超可
塑性金属は、その改良された合金が７４７５ひずみ速度
よりも２５倍速くひづませられた時でさえ、超可塑性７
４７５より大きな伸びを示している。更に０２０１／秒
（１％／秒）のひずみ速度では、改良された超可塑性金
属は超可塑性７４７５の何倍もの伸びを示す。
線の右側にあり、それは優れた性能を示していることは
容易にわかるであろう。３９９℃（７５０°Ｆ）及び５
３８℃（１０００°Ｆ）では、改良された材料は与えら
れたひずみ速度に対し一層大きな伸びを、そして与えら
れた伸びに対し一層大きな可能なひずみ速度を容易に与
える。改良された金属は超可塑性成形温度で超可塑性７
４７５より大きいか又はそれに等しい伸びを示すが、改
良された金属を形成するために一層大きなひずみ速度を
用いることができることを示している。改良された超可
塑性金属は、その改良された合金が７４７５ひずみ速度
よりも２５倍速くひづませられた時でさえ、超可塑性７
４７５より大きな伸びを示している。更に０２０１／秒
（１％／秒）のひずみ速度では、改良された超可塑性金
属は超可塑性７４７５の何倍もの伸びを示す。
これは改良された優れた超可塑性を際立たせているもの
である。
である。
これに、関連して超可塑性成形で、もしひずみ速度が一
層大きな製造速度を促進するように増加できるならば、
大きなコストの節約ができることを思い起こすべきであ
る。更に与えられたどの温度でも、改良により一層大き
なひずみ速度及び（又は）一層大きな超可塑性伸びが促
進される。スカンジウムを添加することによりこれらの
利点の全てが達成できることは、実際驚くべきことであ
ると考えられ、特にこの水準の性能が複雑な処理工程を
用いることなく 得られる場合にはそうである。
層大きな製造速度を促進するように増加できるならば、
大きなコストの節約ができることを思い起こすべきであ
る。更に与えられたどの温度でも、改良により一層大き
なひずみ速度及び（又は）一層大きな超可塑性伸びが促
進される。スカンジウムを添加することによりこれらの
利点の全てが達成できることは、実際驚くべきことであ
ると考えられ、特にこの水準の性能が複雑な処理工程を
用いることなく 得られる場合にはそうである。
改良された超可塑性材料の超可塑性挙動の原因になる基
本的な機構は他の超可塑性合金の機構とは異なっている
と現在考えられている。０．５より大きなひずみ速度感
度を有する合金は良好な超可塑性性能を示す合金である
と考えられるのに対し、０．５より小さなひずみ速度感
度を有するものはよくない超可塑性性能を示すものと考
えられるであろうと言うことは一般に認められ或は確信
されていることである。しかし本発明による改良された
超可塑性材料は、従来の知識を用いたのでは、その改良
された金属は良好な超可塑性性質をもたないであろうと
指示されるかも知れない０．５より小さいひずみ速度感
度を示すことができる。しかしその改良された超可塑性
金属による際立った優れた結果は、確かにそのような印
象を否定するものであり、それらの結果をなお一層驚く
べきことにしている。第２図は改良されたＡ １４ Ｍ
ｇ−０，５Ｓ ｃ合金についての３１６℃（６００°Ｆ
）、３９９℃（７５０６Ｆ＞、４８２℃（９００’ Ｆ
）及び５３８℃（１００００Ｆ）でのひずみ速度感度パ
ラメーターＭ対真のひずみ速度をプロットしたもの（実
線）及び超可塑性微細粒子材料７４７５の場合のもの（
点線）との比較を示した図である。ひずみ速度感度パラ
メーターＭは変形中のひずみを分散させる材料の能力を
示すものとして認識されている。ひずみの分散が大きい
（Ｍの値が大きい）と破壊が遅延され、最も大きなＭの
値に相当するひずみ速度で超可塑性的に成形することが
望ましいと一般に考えられている。
本的な機構は他の超可塑性合金の機構とは異なっている
と現在考えられている。０．５より大きなひずみ速度感
度を有する合金は良好な超可塑性性能を示す合金である
と考えられるのに対し、０．５より小さなひずみ速度感
度を有するものはよくない超可塑性性能を示すものと考
えられるであろうと言うことは一般に認められ或は確信
されていることである。しかし本発明による改良された
超可塑性材料は、従来の知識を用いたのでは、その改良
された金属は良好な超可塑性性質をもたないであろうと
指示されるかも知れない０．５より小さいひずみ速度感
度を示すことができる。しかしその改良された超可塑性
金属による際立った優れた結果は、確かにそのような印
象を否定するものであり、それらの結果をなお一層驚く
べきことにしている。第２図は改良されたＡ １４ Ｍ
ｇ−０，５Ｓ ｃ合金についての３１６℃（６００°Ｆ
）、３９９℃（７５０６Ｆ＞、４８２℃（９００’ Ｆ
）及び５３８℃（１００００Ｆ）でのひずみ速度感度パ
ラメーターＭ対真のひずみ速度をプロットしたもの（実
線）及び超可塑性微細粒子材料７４７５の場合のもの（
点線）との比較を示した図である。ひずみ速度感度パラ
メーターＭは変形中のひずみを分散させる材料の能力を
示すものとして認識されている。ひずみの分散が大きい
（Ｍの値が大きい）と破壊が遅延され、最も大きなＭの
値に相当するひずみ速度で超可塑性的に成形することが
望ましいと一般に考えられている。
第２図は改良された材料の超可塑性の原因になる機構が
微細粒子の７４７５の如き他の超可塑性アルミニウム合
金の場合とは異なっているであろうと言うことを示唆す
る更に別の情報を例示している。
微細粒子の７４７５の如き他の超可塑性アルミニウム合
金の場合とは異なっているであろうと言うことを示唆す
る更に別の情報を例示している。
改良された材料についてのひずみ速度感度の最大値は、
超可塑性７４７５の場合より一層大きいひずみ速度の所
で得られる。又、最大ひずみ速度感度が得られるひずみ
速度は、改良された超可塑性材料の場合、温度が５３８
℃から３９９℃（１０００から７５０°Ｆ）へ減少する
に従って減少することはないのに対し、超可塑性７４７
５合金ではそのような減少を示すことが経験されている
。
超可塑性７４７５の場合より一層大きいひずみ速度の所
で得られる。又、最大ひずみ速度感度が得られるひずみ
速度は、改良された超可塑性材料の場合、温度が５３８
℃から３９９℃（１０００から７５０°Ｆ）へ減少する
に従って減少することはないのに対し、超可塑性７４７
５合金ではそのような減少を示すことが経験されている
。
第２図に示されている改良の他の特徴は、７４７５の場
合の山形の曲線とは対照的に、改良されたものは比較的
平らな曲線を示していることである。
合の山形の曲線とは対照的に、改良されたものは比較的
平らな曲線を示していることである。
このことは７４７５とは対照的に、改良された超可塑性
成形材料を用いた場合ひずみ速度についての臨界性がな
くなると言う利点に反映している。７４７５の曲線は急
に上がったり下がったりしており、超可塑性成形速度に
対するはるかに大きな値の感度を示している。この改良
された材料についての成形条件に対する感度の欠如は、
安価な道具を用いていっそう複雑な部品を一層速く形成
することができることに反映している。
成形材料を用いた場合ひずみ速度についての臨界性がな
くなると言う利点に反映している。７４７５の曲線は急
に上がったり下がったりしており、超可塑性成形速度に
対するはるかに大きな値の感度を示している。この改良
された材料についての成形条件に対する感度の欠如は、
安価な道具を用いていっそう複雑な部品を一層速く形成
することができることに反映している。
前述の比較で用いられた超可塑性７４７５は、超可塑性
成形特性と関連をもつと考えられる非常に微細な粒子径
を達成するように特別に処理されていた。本発明の改良
された材料の性能は７４７５よりはるかに良いのみなら
ず、その性能は特別な微細粒子処理を行なうことなく得
られる。改良されたシートの粒径は、鋳造したものと本
質的に同じであるが、但し、圧延は粒子の形を変化させ
る。改良されたアルミニウム製品の際立った超可塑性成
形性能は、超可塑性性能と相関関係をもつと当分野で考
えられている機構には合致しないかも知れない。その改
良の原因となる正確な機構は知られていないが、Ａ ｌ
ｓ Ｓ ｃ分散相の、粒子界面の動きを制御するある
能力に関係しているかも知れない。
成形特性と関連をもつと考えられる非常に微細な粒子径
を達成するように特別に処理されていた。本発明の改良
された材料の性能は７４７５よりはるかに良いのみなら
ず、その性能は特別な微細粒子処理を行なうことなく得
られる。改良されたシートの粒径は、鋳造したものと本
質的に同じであるが、但し、圧延は粒子の形を変化させ
る。改良されたアルミニウム製品の際立った超可塑性成
形性能は、超可塑性性能と相関関係をもつと当分野で考
えられている機構には合致しないかも知れない。その改
良の原因となる正確な機構は知られていないが、Ａ ｌ
ｓ Ｓ ｃ分散相の、粒子界面の動きを制御するある
能力に関係しているかも知れない。
本発明を好ましい具体例に関して記述してきたが、全て
の具体例は本発明の範囲に入るものである。
の具体例は本発明の範囲に入るものである。
第１図は真のひずみ速度対長手方向の伸びをプロットし
たグラフである。 第２図はひずみ速度感度パラメーター”Ｍ”対真のひず
み速度をプロットしたグラフである。 ｏ／、−／１４に 一層 Ｉ１１０ 手続補正書（方式） 昭和２ユ年４月功日
たグラフである。 第２図はひずみ速度感度パラメーター”Ｍ”対真のひず
み速度をプロットしたグラフである。 ｏ／、−／１４に 一層 Ｉ１１０ 手続補正書（方式） 昭和２ユ年４月功日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）アルミニウム合金素材を超可塑性成形温度へもっ
ていき、前記素材を超可塑性成形温度で成形することか
らなるアルミニウム合金の超可塑性成形法において、前
記アルミニウム合金素材が、０．０５〜１０％のスカン
ジウムを含み、５０％よりも多いアルミニウム含む合金
として与えられるアルミニウム超可塑性成形法。 （２）アルミニウム合金が０．１〜５％のスカンジウム
を含む前記第１項に記載の方法。 （３）アルミニウム合金が、超可塑性成形温度で溶解し
且つ、スカンジウムと組み合わされて、超可塑性成形温
度での流れ応力を低下する一種以上の元素を０．１％以
上含む前記第１項〜第２項のいずれか１項に記載の方法
。 （４）アルミニウム合金が次の元素：０．１〜１０％の
Ｍｇ、０．１〜２％のＳｉ、０．１〜１０％のＡｇ、０
．１〜５％のＣｕ、０．１〜５％のＧｅ及び０．１〜５
％のＬｉ；を一種以上含む前記第３項に記載の方法。 （５）アルミニウム合金が０．５〜１５％のＭｇを含む
前記第１項に記載の方法。 （６）アルミニウム合金が０．１〜１％のＳｃ及び１〜
７％のＭｇを含み、Ｍｇの少なくとも実質的な部分が超
可塑性成形温度で固溶体となつていて、Ｓｃと組み合わ
さって超可塑性成形温度で合金の流れ応力を減少させる
前記第１項〜第５項のいずれか１項に記載の方法。 （７）アルミニウム合金素材が０．１〜５％のＳｃ及び
１〜１０％のＭｇを含み、Ｍｇの少なくとも実質的な部
分が超可塑性成形温度で固溶体となつており、Ｓｃと組
み合わさって超可塑性成形温度で合金の流れ応力を減少
させ、前記合金を鋳造、熱間圧延、及び冷間圧延するこ
とによって前記素材を与えるように製造され、前記熱間
圧延及び冷間圧延操作が前記素材の鋳造構造を変える前
記第１項〜第５項のいずれか１項に記載の方法。 （８）元素が、超可塑性成形を妨げる程、超可塑性成形
温度で不溶性である沈殿物を生じない量で存在する前記
第４項に記載の方法。 （９）元素が超可塑性成形温度で実質的に溶けている量
で存在する前記第８項に記載の方法。（１０）超可塑性
成形素材を生じさせるのに用いられる操作が、元素の、
超可塑性成形温度で不溶性である相への形成を減少する
ように行なわれる前記第４項に記載の方法。 （１１）操作が少なくとも２０℃（３６°Ｆ）／秒の冷
却速度で鋳造することを含む前記第１０項に記載の方法
。 （１２）操作が２８８℃〜４２７℃（５５０°Ｆ〜８０
０°Ｆ）の温度で圧延することを含む前記第１０項〜第
１１項のいずれか１項に記載の方法。 （１３）（ａ）０．０５〜１０％のスカンジウムと０．
５〜１５％のマグネシウムを含み、５０％より多いアル
ミニウムを含む合金としてアルミニウム合金素材を与え
、 （ｂ）少なくとも２０℃（３６°Ｆ）／秒の冷却速度で
前記合金を鋳造し、 （ｃ）４２７℃（８００°Ｆ）を越えない温度で前記合
金を熱間圧延し、そして （ｄ）前記合金を少なくとも３０％の冷間圧減まで冷間
圧延し、 超可塑性成形のためのアルミニウム合金素材を与える ことからなる前記第１項に記載の方法。 （１４）アルミニウム合金が０．１〜１％のＳｃ及び１
〜７％のＭｇを含み、Ｍｇの少なくとも実質的部分が超
可塑性成形温度で固溶体になっており、Ｓｃと組み合わ
さって超可塑性成形温度で合金の流れ応力を減少させる
ようになっている前記第１３項に記載の方法。 （１５）熱間圧延が２８８℃〜４２７℃（５５０°Ｆ〜
８００°Ｆ）の温度で行なわれる前記第１３項に記載の
方法。
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