JPH04504141A - 金属の処理 - Google Patents

Abstract

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

Description

【発明の詳細な説明】 金属の処理 本発明は、アルミニウム基合金の超塑性変形を達成することを可能とする該合金 の処理に関する。また、本発明はこのような合金を超塑性変形させる方法にも関 する。

一群のアルミニウム合金における超塑性挙動は公知である。

この合金は、微細で安定な粒径（１〜１０μ）を有するか、あるいは高温変形中 にこのような粒径を獲得することのできるものでなければならず、かつ０．７Ｔ ｎ＋（融点）以上の温度および１０４〜１０　”’　５ｅｃ−’の範囲内の歪速 度において変形し得るものでなければならない。

アルミニウム合金を特定するために４桁の番号を使用する本明細書において、該 番号はアルミニウム協会（ＡｌｕｍｉｎｕｍＡｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ　Ｉｎｃ、 ）により指定されたものである。

超塑性を実現するための最も重要な方法の２つは以下の通りである。

（１）超塑性変形に適した組成を有し、かつこれを阻む結晶構造を有する合金を 使用する。このような合金を使用すれば、その結晶構造はしばしば適当な成形温 度での初期非超塑性変形により変更されて、動的再結晶を生じ、その結果微細な 再結晶化された結晶構造が徐々に発生し、そのために超塑性変形を起こすことが できる。このような合金は、例えば、２００４およびその系列合金を含み、該方 法はＵＫ特許１，４５６．０５０号に記載されている。

アルミニウム／リチウム合金、例えば８０９０および８０９１は、超塑性変形に は適さない元の結晶構造から動的再結晶化により微細な結晶構造を゛発生し得る 点で、該２００４型の特性の多くを有しているように思われる。（Ｒ，グライム ズ（Ｇｒｉｎ＋ｅｓ）およびＷ、Ｓ、ミラー（Ｍｉｌｌｅｒ）の、「アルミニウ ムーリチウム２、モントレイ（Ｍｏｎｔｅｒｅｙ）、　ＣＡ　１９８４　Ｊを参 照のこと）。我々は、またＵＫ特許２，１３９．５３６において、いかにしてＡ 　１　／　Ｌ　ｉ合金の超塑性変形を、その高温変形特性を変えることにより実 現し得るかについて明らかにした。

（２）７０７５および７４７５などの合金を使用して、これらを複雑な加工熱処 理の最終段階としての静的な再結晶化処理に付して微細で安定な結晶構造を発達 させる。かくして、このような合金は本来的に後に超塑性変形し得る。これにつ いては、ロックウェルインターナショナル（Ｒｏｃｋｗｅｌｌ　Ｉｎｔｅｒｎａ ｔｉｏｎａｌ）によりなされた業績および刊行物、即ち［高強度アルミニウム合 金における超塑性（Ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ　ｉｎ　Ｈｉｇｈ　Ｓｔｒ ｅｎｇｔｈ　Ａ１ｕｍｉｎｕｓ＋　Ａ１１ｏｙｓ）　Ｊ、１７３−１８９頁、お よび「構造用合金の超塑性成形（Ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ　Ｆｏｒｖｉｎｇ　 ｏｆ　５ｔｒｕｃｔｕｒａｌ　Ａ１１ｏｙｓ）、ＡＩＭＢ、　ニューヨーク、１ ９８２　（ＩＳＢＮ　０−８９５２０−３８９−８）を参照のこと。

極最近になって、この種の加工法をアルミニウムーリチウムを主成分とする種々 の合金に適用して超塑性変形可能な結晶構造を生成し得ることも示された〔Ｊ、 ワーズワース（Ｗａｄｓｉ４ｏｒｔｈ）、　ｃ、　Ａ、　ヘンシャル（Ｈｅｎｓ ｈａｌｌ）およびＴ、　Ｇ、ニエ（Ｎｉｅｈ）　ｒ超塑性アルミニウムーリチウ ム合金（ＳｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃＡｌｕｍｉｎｕｍ−Ｌｉｔｈｉｕｍ　Ａ１１ ｏｙｓ）　Ｊ　、アルミニウムリチウム合金（Ａｌｕｍｉｎｕｏ＋　Ｌｉｔｈｉ ｕｍ　Ａ１１ｏｙｓ）　３版、Ｃ，ベーカ−（Ｂａｋｅｒ）　ｋＨ；Ｐ、Ｊ、グ レッグスン（Ｇｒｅｇｓ’ｏｎ）　、Ｓ　、Ｊ　、　ハリス（Ｈａｒｒｉｓ）お よびＣ０Ｊ、ビール（Ｐｅｅｌ）、Ｐｕｂ、　Ｉｎ５ｔ、　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ ＋　１９８６＋１９９頁］。

従って、アルミニウムーリチウム合金は、上記再加工法を同一の出発合金化学に 適用して、超塑性を達成し得る点において、普通のものとは異なる。ワーズワー ス等はその研究（上記文献参照）において、いずれの方法によっても良好な超塑 性が達成し得ることを示した。

かくして、上記の如く最も重要な２つの超塑性変形を達成する方法は以下の如く まとめることができる。

方法１（上記の（１）で示した方法に対応する）熱間圧延製品 強い冷間変形 動的再結晶 超塑性変形 ２００４およびその系列合金においては、インゴットがジルコニウムで過飽和と なるような方法で該インゴットを鋳造することがこの方法１にとって重要である 。方法２（上記の方法（２）に相当） 熱間圧延製品 溶体化処理 過時効処理 冷間または温間変形 静的再結晶化 超塑性変形 これら２つの方法が異なるタイプの合金について別々に発展してきたことを強調 しなければならない。それぞれが熱間圧延で開始され、かつ超塑性変形工程で終 了することを除けば該合金に付与すべき特性上の差異に対応してかなり異なって いる。

多くのアルミニウム基合金においては、粒径制御成分、例えばジルコニウムなど が含まれ、そしてこのＺｒの含有量が約０．１５％を越えて増大すると、良好な 製品を製造するための鋳造がますます（かつ著しく）困難となる。

本発明の基本は、予想外のことに、上で２と番号付けしたパラグラフの節理に入 る多くの合金を使用して、これらを適当に処理することにより、上で１と番号付 けしたパラグラフに示したように、該合金を動的に再結晶化し得ることを見出し た。例えば、該パラグラフ２の合金の幾つかは、周知の方法で、十分なＺｒ（ま たは他の同様な添加物）を含んでいて、これが粒径制御成分として機能し、およ び／または静的な再結晶化を防止する。他のものは一般にかかる添加物を含有し ない。

本発明の一局面に従えば、アルミニウム基合金のブランクの処理方法が提供され 、該方法は、静的に再結晶化されておらず、かつ本来的に非超塑性であり、しか も動的な再結晶化のための初期非超塑性変形処理後にのみ超塑性変形し得る高度 に回復された中間展伸製品を製造を可能とする熱処理と冷間成形操作との組み合 わせを含む。

本発明のもう一つの局面によれば、アルミニウム基合金のブランクを処理して、 静的に再結晶化されておらず、かつ本来的に非超塑性であり、しかも動的な再結 晶化のための初期非超塑性変形処理後にのみ超塑性変形し得る、高度に回復され た中間展伸製品を製造するための処理方法が提供され、該方法は以下の連続する 諸工程を含む。

（１）該ブランクを２７５〜４２５°Ｃにて、１〜２４時間維持する工程、 （２）該ブランクを冷間成形に適した温度まで冷却する工程、（３）該ブランク を少なくとも２段階で冷間成形する工程、お（４）該２段階の冷間成形工程中に 、該冷間成形したブランクを、３００〜４００℃の温度にて、２分以下、１０〜 ｂ品を冷却する工程。

該粒径制御添加物はＺｒであり得、その量は０．３％以下、好ましくは０．２％ 未満である。

好ましくは、最後の冷間成形後、該製品を最終的に４５０〜５００℃の温度で、 ２時間以下、４０〜ｂ御された加熱速度で焼鈍する。

該冷間成形工程は、好ましくは冷間圧延工程である。

本発明の該高度に回復された中間展伸製品は、セル径約１０μｍを有するセル状 転位組織をもつ。該セルは小傾角粒界により相互に分離されており、かつ該結晶 粒中に含まれている。これらの結晶粒は該ブランクを得た鋳造用インゴットに由 来するものであり得、その「鋳放しくａｓ　ｃａｓｔ）　Ｊ径は７５〜５００μ ｍの範囲内あることが好ましい。

上記のおよび他の本発明の局面は、添付図面を参照して以下に記載される実施態 様により明らかとなるであろう。

ここで、第１図は、合金８０９０および８０９１に対する高温ブランク熱処理温 度を、後の超塑性変形に対してプロ・ノドしたグラフであり、 第２図は合金８０９０および８０９１の超塑性特性に及ぼす温度の作用を示すグ ラフであり、 第３図は、合金８０９０および８０９１の超塑性特性に及ぼす歪速度の作用を示 すグラフであり、第４図は、本発明の方法および従来の方法により加工した同一 の材料におけるキャビテーシゴンの変動を示すグラフであり、 第５および５ａ図、第６および６ａ図、第７および７ａ図並びに第８および８ａ 図は、本発明の方法および従来の方法により加工した同一の材料の、異なる歪速 度に対する結晶粒組織を示すグラフであり、 第９図は、合金２００４の超塑性特性に及ぼす種々の処理の影響を図示したグラ フであり、 第１０図は、第９図と同様に処理した合金２００４に対する種々の歪速度の延性 に及ぼす影響を図示したグラフであり、第１１図および第１２図は、それぞれ合 金７０１０および７０５０に対する第９図と同様なグラフである。

合金８０９０の熱間圧延シートのサンプルを以下の加工工程に付した。

（ａ）上記の方法１と同様に強く冷間圧延する、（ｂ）強く冷間圧延し、かつ該 冷間圧延中３５０°Ｃにて焼鈍する、 （ｃ）高温ブランクを熱処理し、かつ冷間圧延する、（ｄ）高温ブランクを熱処 理および冷間圧延し、かつ該冷間圧延中３５０°Ｃにて焼鈍する。

上記の全場合において、全体的な冷間圧延による圧下は７５％であった。

次いで、これらのサンプルを同一のかつ公知の高温変形工程にかけた。各場合に おいて、該サンプルは、１．５　ｔａｔａ／　ｗｉｎの一定のクロスヘッド速度 （ＣＣＶ）での変形処理前に、５２０°Ｃで１０分間予備加熱した（初期歪速度 は２　Ｘ　１０−３７　ｓｅｃ変形の結果は以下の通りであった。

（ａ）　３８０　４００ （ｂ）　３７０　３５０ （ｃ）　５５０　４２０ （ｄ）　６６０　６１０ サンプル（ｂ）および（ｃ）に対し、’　３５０℃での焼鈍は各々約２０％の冷 間圧下、即ち２０％冷間加ニー中間焼鈍−２０％冷間加工、その他の後に行った 。

サンプル（ａ）（上記の方法１と同じ）では、動的再結晶化が起こったが、これ はサンプル（ｂ）でも同様であった。この後者の結果は公知の上記の方法１によ り処理した合金と対照的であり、該方法では冷間圧延操作中の焼鈍が後の超塑性 特性を倶］ズ壮［４゜ サンプル（ｃ）においては、改良された超塑性変形が達成された。利用した該ブ ランクの加熱処理手順は上記方法２と類似のものであり、かつ５２０℃での１０ 分間の該予備加熱中、静的に再結晶化された結晶粒組織が発達することが期待さ れるが、光学的金属組織学はこのことが正しくないことを示した。更に、サンプ ル（ｄ）においては、冷間圧延間の焼鈍が超塑性変形の更に一層の改良をもたら した。このことは予想外のことであった。

第１図に示したように、図示した曲線はそれぞれクロスヘッド速度１２．５およ び１．５ｍｍ、／ｗｉｎ（初期歪速度はそれぞれ１゜６　Ｘ　１０−”／ｓｅｃ および２　Ｘ　１０−３／５ｅｃ）で変形されたサンプルの正当な平均である。

第１図は、８０９０について、１６時間に渡り熱処理した材料に対して最大の連 続する超塑性変形をもたらす最適温度が３５０℃であることを示している。

実際に我々は、２７５〜４５０°Ｃの範囲内の温度にて、この合金が妥当な超塑 性を生ずることを見出した。この熱処理工程が拡散制御現象であり、従って時間 と温度との共同作用により制御されることは当業者には明らかであろう。かくし て、時間および温度を連続的に変化させて、該材料の連続する超塑性特性を改良 するのに必要とされる所定の微小組織変化を与えることができる。３５０°Ｃに て１６時間の処理が８０９０にとって最適であり、８０９１においても同様な結 果をもたらすことが示された。他の合金はこれとは違っている可能性がある。と いうのは、これらの相図およびその溶質元素の拡散速度が異なっているからであ る。

第２図および第３図は、サンプル（ａ）および（ｄ）と同様に処理した合金８０ ９０および８０９１に対する曲線を示している。第２図の例は全て５２５°Ｃに て２０分子備加熱され、かつ３．４１ｍｍ／ｗｉｎなる一定のクロスヘッド速度 （初期歪速度は４．５　Ｘ　１０−３／　５ｅｃ）にて引っ張り強さの測定に付 された。

第３図においても同様に５２５°Ｃにて２０分子備加熱された。

サンプル（ｄ）の利点は全く明らかである。更に、これらのサンプルは、同様に 有用であるサンプル（ａ）よりも高い変形温度で、超塑性を示す。

特に、第１図において、ブランク加熱処理は１１／２〜２倍だけ、合金８０９０ の超塑性特性を改善する。超塑性延性の改良はテスト温度の上昇と共に増大する 。合金８０９１の場合、ブランク加熱処理による超塑性の改良は５００℃より低 い温度では小さいが、５００°Ｃ以上、即ち該合金の溶体化処理温度範囲内では 顕著である。第３図は、該合金の溶体処理温度（５２５°Ｃ）で処理した場合、 ブランク加熱処理による超塑性の改良は該両合金に対して広いクロスヘッド速度 範囲に渡り維持される。

サンプル（ｄ）と同様に処理し、次いで超塑性変形前に、様々な最終的焼鈍処理 に付した合金８０９０および８０９１について更に実験を行った。ここで、公知 の方法１および２により処理した合金の超塑性特性は、これらを最終的焼鈍処理 に付した場合には減衰することに注意すべきである。最終的焼鈍処理した結果は 以下の通りであった。

び なし　４１０　２４０　５００　６００３５０°Ｃ，ｌｈｒ、　４０５　２７０ 　５６０　５７０４５０°Ｃ、１ｈｒ、　（５０″Ｃ／ｈ　５１５　３２０　７ ５０　６５０で加熱） ５２０°Ｃ、２０ｍ１ｎ（５０″Ｃ／ｈ　１８０　１３０　２００　３３０で加 熱） テスト条件は、５２０°Ｃで１０分の予備加熱、３．４　ｍｍ／ｍｉｎなる一定 のクロスヘッド速度（初期歪速度は２　Ｘ　１０−’／５ｅｃ）であった。

これらの結果は、３５０°Ｃ（この温度では、該冷間圧延工程の保存されたエネ ルギーは、幾分減少する）での焼鈍が、該合金の超塑性成形能を大幅には変更し ないことを示している。というのは、冷間圧延の保存されたエネルギーが、該金 属が後に超塑性成形温度まで高められた際に幾分かの静的再結晶化を生ずるのに 十分な程度に残されているからである。

制御された加熱速度での４５０°Ｃでの焼鈍は実質的に該超塑性成形性を改良（ この温度で、該合金に対する冷間加工は停止され、かつ実質的な回復が起こる） するが、静的再結晶化は殆ど生じない。しかしながら、該焼鈍温度が５２０°Ｃ （溶体化処理温度）まで高められると、超塑性成形能は大幅に低下する。我々は これが、該ブランク熱処理により完全に溶体化して、障害物を除く析出を起こす こと、部分的に再結晶化を可能とする粒界移動および幾分かの結晶粒の粗大化に よるものと解釈する。この後者の過程は該構造を、超塑性成形に不適当なものと する。

次いで、８０９０の一連の８および１０ｍｍの熱間圧延シートを以下の如く処理 した。

サンプル１−８ｍｍの高温ブランク：３５０°Ｃで１６時間処理した。４ｍｍま で冷間ストレート圧延した。６ＩＩＩＩＩで冷間圧延する際に、３５０°Ｃにて １０分焼鈍した。

サンプル２−サンプル１と同様であったが、圧延は熱間圧延の方向に対して直角 方向に実施した（クロスロール法）。

サンプル３−サンプル２と同様であったが、５■において付随的に３５０　”Ｃ にて１０分焼鈍した。

サンプル４−サンプル２と同様であったが、出発点時でのゲージは１０１であっ た。

サンプル５−サンプル２と同様であったが、熱処理は、該高温ブランクを３０分 溶体化処理しかつ該熱処理温度まで徐々に冷却した後に実施した。

以下の表は、４５０°Ｃ（１５分間ソーキング、５０℃／ｈの速度で加熱）で最 終的な焼鈍を施した、または施していない材料の超塑性成形特性をまとめたもの である。

テスト条件は、５２０°Ｃにて１０分の予備加熱、初期歪速度２．　ＯＸ　１０ −’／５ｅｅ（３，４ｍｍ／　ｈなる一定のクロスヘッド速度）であった。

持論 １、　この最終的焼鈍は全ての場合において、超塑性成形能の大幅な改良をもた らす。

２、　クロスロール法は超塑性成形能の異方性の大幅な減少をもたらす。

超塑性成形能を更に最適化すべく、サンプル２〜５に対して種々の条件下でテス トした。該サンプルには超塑性変形前に４５０°Ｃにて最終的焼鈍を施した。結 果は以下の通りであった。

金倉ｌ立生立 ５２０　１０　２ｘｌＯ−’５１０　６００４７０　４５０４７５　４４０３２ ０　３４５５４５　１０　２Ｘ１０−”４３０　４２０５５０　５６０５００　 ４５０３４０　４６０５３０　１０４．５Ｘ１０”’３１０　３６０２８０　３ ５０３００　３２０１９５　１７０５３０　１０Ｂ、６ｘｌＯ−’２４０　２８ ０２８０　３００２２０　２４０１９５　２２０５３０　１０２．０Ｘ１０”’ ４８０　４９０５２５　４６０４２０　４６０３３０　３５０および工業的に利 用する歪速度におし１て超塑性成形性を示す。

サンプル５は最低の全体的超塑性能を有する。力１くして、低温熱処理に先立つ 溶体化処理は好ましくなし１゜サンプル３は、特に高い歪速度および高し）テス ト温度において、より良好な超塑性能を有する。

出発ゲージの違いによる差異は殆どな（１゜の合金に見られたものと比較して示 すものである。

キャビテーションの大幅な減少が該最適法で得られた材料において観測された。

猪五拉則檄東発１ 第５および５３図、第６および６ａ図、第７および７ａ図並びに第８および８ａ 図は、最適法により得られた材料の超塑性成形中に観測された結晶粒、ｍｍを、 ルート１に従って加工した材料と比較して示す図である。

該最適ルートにより得られた材料は応力付与（ｓｔｒａｉｎｉｎｇ）の極初朋段 階で、（良好な超塑性特性および低流動応力を得るに必要とされる）微細結晶粒 組織を実現する。

圧延され、かつ最終焼鈍状態にあり、しかも応力付与前に成形温度に保たれたサ ンプルの未変形状態にある材料について、透過型電子顕微鏡観察を実施した。我 々は、本発明の最適ルートに従って加工した材料には、均一な組織を有する再結 晶化されていない結晶粒組織があり、一方力法１で得た材料は不均一な組織を有 する再結晶化されていない結晶粒組織をもつことを見出した。未変形領域におい て、最適法が復元され、一方で該方法１により得た材料は再結晶化されない。

従って、公知の方法２の本質は、静的に再結晶化された組織の微小結晶粒が加工 中、かつ超塑性変形前に生成されることであるということができる。超塑性変形 に先立つ予備加熱中に微小結晶粒組織を生成することは実際的ではない。という のは、加熱速度が遅すぎて、−ｉにこれを厳密に制御することができないからで ある。方法１では、超塑性変形に先立つ予備加熱中には大幅な変化を示さない再 結晶化されていない組織から出発する。この組織は歪と温度との共同作用の下で 微小結晶粒に変化し、動的な再結晶化を起こすが、十分に再結晶化された微小な 結晶粒組織を生成するのに必要とされる歪は極めて大きい可能性がある。

これら２つの方法はいずれも超塑性変形可能なＡ　１　／　Ｌ　ｉ合金を実現し 得る。方法２においては、この合金の実現のためには、（静的に再結晶化して、 微小な結晶粒組織を与えることが困難であるが故に（Ｉ、Ｇ、バルマー（Ｐａｌ ｍｅｒ）、Ｗ。

Ｓ、ミラー（Ｍｉｌｌｅｒ）、Ｄ、Ｊ、ロイド（Ｌｌｏｙｄ）　、Ｍ、Ｊ、プル （Ｂｕｌｌ）の「アルミニウムリチウム（Ａｌｕｍｉｎｕｍ　Ｌｉｔｈｉｕａ＋ ）　３　Ｊ、５６５頁を参照のこと））、複雑な処理を必要とする。方法１にお いて、超塑性特性は、該合金中のＺｒの量が不十分である（０．３ｗｔ％まで） が故に変動する可能性がある。

抜髪息力夾足 我々は、上で概説した最適法による８０９０材料が５、３　ＭＰａ　（Ｌ一方向 ）　；　４．８ＭＰａ（Ｔ一方向）なる流動応力を示すことを見出した。

この値を、何等焼鈍工程を経ることなく加工された同一の合金について測定した 値７．８　ＭＰａ（Ｌ一方向）および７．９　ＭＰａ（Ｔ一方向）と比較する。

上記の結果を与える全てのテストは５２５°Ｃにて、初期歪速度２　Ｘ　１０− ’／ｓｅｃにて実施され、かくして最適法による加工は流動応力を３３％だけ減 少し得る。

合金２００４は通常上記の方法１により製作され、良好な超塑性挙動を与える。

しかしながら、第９および１０図は、合金２００４が本発明に従って有利に処理 し得ることを示している。これにより、超塑性成形特性が改善され、かつ最適成 形温度が高められ、その結果超塑性成形中のキャビテーションを簡単に制御する ことが可能となる。冷間圧延操作も、本発明の利用により簡単なものとなる。我 々は、合金２００４について、該最終の焼鈍工程か殆ど影響をもたないことを見 出した。これは、通常極めて効果的に粒度制御されたＺ　ｒＡ　Ｒが該合金中に 分散されていることによる。

第１１および１２図に示したように、我々はまた本発明が７０００系列の合金、 特に７０１０および７０５０に対しても有効に応用し得ることをも見出した。

本発明における本質的な特徴は、上記処理を通して高度に回復された展伸製品を 実現し、かつ静的な再結晶化を回避することにある。この高度に回復された組織 は、改良された超塑性の伸びをもたらし、該合金の変形中のキャビテーションの 発生傾向を低下し、かつより低い流動応力を与える。これら全ての特徴は超塑性 的に変形される合金にとって望ましい要件である。

従って、本発明がＡｌ基合金に対する超塑性成形法を与えることが理解できよう 。この方法において、出発物質は、焼鈍中および超塑性成形のための予備加熱中 のいずれにおいても静的再結晶化を実質的に回避し得るような温度および時間で の加熱速度で、該静的再結晶化を実質的に回避し得るような冷間成形操作に付さ れる。より詳しくいえば、我々は以下の如きパラメータが適当であることを見出 した。

出発物質：　熱間圧延ブランク 低温焼鈍：　３５０°Ｃにて１６時間（温度範囲については第１図を参照のこ と）（直接焼鈍よりも好ましい） 最終ゲージまで冷間圧延：クロス圧延よりも好ましい。約５０％の冷間加工が必 要。

中間焼鈍：　冷間圧延中の中間焼鈍；冷間圧延中央なくとも１回（好ましく は、冷間圧下２０〜２５％毎に 少な（とも１回）。（好ましい 温度は３５０℃、ソーキングな し、５０°Ｃ／ｈの加熱速度）。

最終焼鈍：　この処理は少なくとも３５０℃でかつ該合金の溶体化処理温度 以下で実施すべきである。制御 された加熱速度を使用して静的 再結晶化を防止する必要がある。

好ましくは処理温度は４５０± ２５℃であり、加熱速度は５０ 〜１００℃／ｈであり、かつソ ーキング期間は１〜１５分の範 回内である。

上記の基本的超塑性加工法は、合金８０９０および２００４に関する研究から発 展した。

この加工法は、公称組成Ａｌ−６Ｃｕ−１，３Ｌｉ−０，４Ｍｇ−０，４Ａｇ− ０，１４Ｚｒの合金のブックモールド鋳造から開始する場合にも適用し得る。こ の場合には以下の工程を含む。

（ｉ）２０　：　１の押し出し比での、５５ｎ＋ｍＸ４．５ｍｍの形材への押し 出し、 （ｉｉ）３５０°Ｃにて１６時間の過時効、（ｉｉ）３．５ｍｍゲージまで冷間 クロス圧延、（ｉｖ）３５０°Ｃにて１５分間の焼鈍、（Ｖ）２１１１１１ゲー ジまで更に冷間圧延、（ｖｉ）５０°Ｃ／ｈで４５０°Ｃまで加熱することによ る最終焼鈍。

このシートを、６５０ｐｓｉの静水圧を印加した状態で、−軸張力下でテストし た。４８５°ＣにてＩ　Ｘ　１０−’／　５ｅｃ−’の歪速度を使用して、４０ ０％なる破断点伸びを得た。流動応力は歪速度の関数として測定し、これから超 塑性成形法ｍを得た。これらの値を以下の第１表に示す。

ｍ　：　Ｘ・４８５°Ｃでの歪゛庁の　としての′、　心　およびｍｆの・２． ５　Ｘ　１０−　’　２．５９　０．２５５　Ｘｌ０−’　３．１６　０．３３ ７．５　ｘ　１０−５３．７２　０．３７１　ｘｌＯ−’　４．１４　０．４０ ２．５Ｘ１０−’　６．０４　０．４５５　Ｘｌ０−’　８．２５　０．４７ ？、５　Ｘ　１０−　’　１０．０５　０．４７１　Ｘｌ０−３１１．６９　０ ．４６ ２．５　Ｘ　１０−　’　１７．５４　０．４３５　ｘｌＯ−’　２２．９８　 ０．３８これらの結果は、本発明の方法が組成の変更の必要性なしにこの合金に 真の超塑性を生ぜしめることを明確に立証している。

この現象の起こるメカニズムを、本発明の方法の様々な段階で、光学顕微鏡を使 用して検討した。この検討により、最終的に超塑性的に成形したシートの微小組 織が回復された亜構造（ｓｕｂｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を有することを示した。超 塑性成形の際に、該合金は動的に再結晶化されて、超塑性材料に典型的な微細な 微小組織を形成する。

本発明の高度に回復された展伸中間製品はセル状転位組織であり得、セル径約１ ０μｍを有する。該セルは小傾角粒界により相互に分離されており、かつ結晶粒 内に含まれている。

これらの結晶粒は、ブランクを得た鋳造用インゴット由来のものであり得、また その「鋳放しくａｓ　ｃａｓｔ）　Ｊ径は好ましくは７５〜５００μｍの範囲内 にある。

伸び 伸び（％） 伸び（％） キャビテーシ町ン（％） α〕 ＳＰＥ延性（％］ 伸び（％） 伸び（％） 補正書の翻訳文提出書 （特許法第１８４条の８） １　特許出願の表示 ＰＣＴ／ＧＢ９０１００４２９ ２　発明の名称 金属の処理 ３　特許出願人 住　所　カナダ国、エイチ３ニー　３ジー２．ケベック。

モントリオール、シャープルック　ストリートウェスト１１８８ 名　称　アルカン　インターナショナル　リミテイド４代理人 浄書（内容に変更なし） （１）明細書第４，５頁（明細書翻訳文第！＋頁、第１行〜第５頁、第１９行の 差し換えに該当） 冷間または温間変形 静的再結晶化 超塑性変形 これら２つの方法が異なるタイプの合金について別々に発展してきたことを強調 しなければならない。それぞれが熱間圧延で開始され、かつ超塑性変形工程で終 了することを除けば該合金に付与すべき特性上の差異に対応してかなり異なって いる。

多くのアルミニウム基合金においては、粒径制御成分、例えばジルコニウムなど が含まれ、そしてこのＺｒの含有量が約０．１５％を越えて増大すると、良好な 製品を製造するための鋳造がますます（かつ著しく）困難となる。

本発明の基本は、予想外のことに、上で２と番号付けしたパラグラフの節理に入 る多くの合金を使用して、これらを適当に処理することにより、上で１と番号付 けしたパラグラフに示したように、該合金を動的に再結晶化し得ることを見出し た。例えば、該パラグラフ２の合金の幾つかは、周知の方法で十分なＺｒ（また は他の同様な添加物）を含んでいて、これが粒径制御成分として機能し、および ／または静的な再結晶化を防止する。他のものは一般にかかる添加物を含有しな い。

本発明の一局面に従えば、アルミニウム基合金のブランクの処理方法が提供され 、該方法は、静的に再結晶化されておらず、かつ本来的に非超塑性であり、しか も動的な再結晶化のための初期非超塑性変形処理後にのみ超塑性変形し得る高度 に回復された中間展伸製品を製造を可能とする熱処理と冷間成形操作との組み合 わせを特徴とする。

本発明のもう一つの局面によれば、アルミニウム基合金のブランクを処理して、 静的に再結晶化されておらず、かつ本来的に非超塑性であり、しかも動的な再結 晶化のための初期非超塑性変形処理後にのみ超塑性変形し得る、高度に回復され た中間展伸製品を製造するための処理方法が提供され、該方法は以下の連続する 諸工程により特徴ずけられる。

（１）該ブランクを２７５〜４２５°Ｃにて、１〜２４時間維持する工程、 （２）該ブランクを冷間成形に適した温度まで冷却する工程、（３）該ブランク を少なくとも２段階で冷開成形する工程、および （４）該２段階の冷間成形工程中に、該冷間成形したブランクを、３００〜４０ ０°Ｃの温度にて、２分以下、１０〜２００”Ｃ／時の制御された加熱速度で焼 鈍し、次いで該焼鈍した製品を冷却する工程。

該粒径制御添加物はＺｒであり得、その量は０．３％以下、好ましくは０．２％ 未満である。

（２）明細書第８．９頁（明細書翻訳文第７頁第１７行〜第９頁、第１９行の差 し換えに該当） 変形の結果は以下の通りであった。

（ａ）　３８０　４００ （ｂ）　３７０　３５０ （ｃ）　５５０　４２０ （ｄ）　６６０　６１０ サンプル（ｂ）および（ｃ）に対し、３５０℃での焼鈍は各々約２０％の冷間圧 下、即ち２０％冷間加ニー中間焼鈍−２０％冷間加工、その他の後に行った。

サンプル（ａ）（上記の方法１と同じ）では、動的再結晶化が起こったが、これ はサンプル（ｂ）でも同様であった。中間焼鈍を「公知の方法１により得た合金 」　（即ち、２００４）に施した場合には、該シートが最早超塑性でなくなる点 に至る程の超塑性の大きな降下が見られる。サンプル（ｂ）と同様に処理された ８０９０は、該中間焼鈍処理が事実１該シートの超塑性挙動に何等影響を及ぼさ ない限りにおいて、同様に処理された２００４とは著しく異なった挙動を示した 。

サンプル（ｃ）においては、改良された超塑性変形が達成された。利用した該ブ ランクの加熱処理手順は上記方法２と類似のものであり、かつ５２０℃での１０ 分間の該予備加熱中、静的に再結晶化された結晶粒組織が発達することが期待さ れるが、光学的金属組織学はこのことが正しくないことを示した。更に、サンプ ル（ｄ）においては、冷間圧延間の焼鈍が超塑性変形の更に一層の改良をもたら した。このことは予想外のことであった。

第１図に示したように、図示した曲線はそれぞれクロスヘッド速度１２．５およ び１．５　ｍｍ／１ＩＩｉｎ（初期歪速度はそれぞれ１゜５　Ｘ　１０−’／ｓ ｅｃおよび２　Ｘ　１０−’／５ｅｃ）で変形されたサンプルの正当な平均であ る。第１図は、８０９０について、１６時間に渡り熱処理した材料に対して最大 の連続する超塑性変形をもたらす最適温度が３５０°Ｃであることを示している 。

実際に我々は、２７５〜４５０°Ｃの範囲内の温度にて、この合金が妥当な超塑 性を生ずることを見出した。この熱処理工程が拡散制御現象であり、従って時間 と温度との共同作用により制御されることは当業者には明らかであろう。かくし て、時間および温度を連続的に変化させて、該材料の連続する超塑性特性を改良 するのに必要とされる所定の微小組織変化を与えることができる。３５０°Ｃに て１６時間の処理が８０９０にとって最適であり、８０９１においても同様な結 果をもたらすことが示された。他の合金はこれとは違っている可能性がある。と いうのは、これらの相図およびその溶質元素の拡散速度が異なっているからであ る。

第２図および第３図は、サンプル（ａ）および（ｄ）と同様に処理した合金８０ ９０および８０９１に対する曲線を示している。第２図の例は全て５２５°Ｃに て２０分子備加熱され、かつ３．４　ｍｍ／ｍｉｎなる一定のクロスヘッド速度 （初期歪速度は４．５　Ｘ　１０−３／５ｅｃ）にて引っ張り強さの測定に付さ れた。

第３図においても同様に５２’５’Ｃにて２０分子備加熱された。

サンプル（ｄ）の利点は全く明らかである。更に、これらのサンプルは、同様に 有用であるサンプル（ａ）よりも高い変形温度で、超塑性を示す。

特に、第１図において、ブランク加熱処理は２１／２〜２倍だけ、合金８０９０ の超塑性特性を改善する。

（３）請求の範囲（請求の範囲翻訳文第２１頁、第１〜２１行の差し換えに該当 ） 請求の範囲 １、静的に再結晶化されておらず、かつ本来的に非超塑性であり、しかも動的な 再結晶化のための初期非超塑性変形処理後にのみ超塑性変形し得る高度に回復さ れた中間展伸製品を製造するための熱処理と冷間成形操作との組み合わせを特徴 とするアルミニウム基合金のブランクの処理方法。

２、　アルミニウム基合金のブランクを処理して、静的に再結晶化されておらず 、かつ本来的に非超塑性であり、しかも動的な再結晶化のための初期非超塑性変 形処理後にのみ超塑性変形し得る、高度に回復された中間展伸製品を製造するた めの処理方法において、以下の連続する諸工程、（１）該ブランクを２７５〜４ ２５℃にて、１〜２４時間維持する工程、 （２）該ブランクを冷間成形に適した温度まで冷却する工程、（３）該ブランク を少なくとも２段階で冷間成形する工程、および （４）ｉｆｆ２段階の冷間成形工程中に、該冷間成形したブランクを、３００〜 ４００°Ｃの温度で、２分以下、１０〜ｂ／時の制御された加熱速度で焼鈍し、 次いで該焼鈍した製品を冷却する工程、 を特徴とするアルミニウム基合金のブランク処理方法。

手続補正書（方式） ％式％ １、事件の表示 ＰＣＴ／ＧＢ　９０１００４２９ ２、発明の名称 金属の処理 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 名称　アルカン　インターナショナル リミティド ４、代理人 住所　〒１０５東京都港区虎ノ門−丁目８番１０号５、補正命令の日付 ６、補正の対象 （１）特許法第１８４条の５第１項の規定による書面の「特許出願人の代表者」 の欄 （２）明細書及び請求の範囲の翻訳文 （３）委任状 （４）図面の翻訳文 ７、補正の内容 （ＩＸ３）別紙の通り （２）明細書、請求の範囲の翻訳文の浄書（内容に変更なし） （４）図面の翻訳文の浄書（内容に変更なし）８、添付書類の目録 （１）訂正した特許法第１８４条の５第１項の規定による書面　１　通 （２）明細書及び請求の範囲の翻訳文　各　１　通（３）委任状及びその翻訳文 　各　１　通（４）図面の翻訳文　１　通 手続補正書（方式） ％式％ １、事件の表示 ＰＣＴ／ＧＢ　９０１００４２９ ２、発明の名称 金属の処理 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 名称　アルカン　インターナショナル　リミティド４、代理人 ５、補正命令の日付 自発補正 ６、補正の対象 特許法第１８４条の８の規定による 補正書の翻訳文 ７、補正の内容 補正書の翻訳文の浄書（内容に変更なし）８、　添付書類の目録 補正書の翻訳文　１通 国際調査報告 １５ｍｗ１＋ｅ１１−＾帥１書−−−１善（−−１”ｐｍＴ／ＱＲＱｎ／ｎｎ４ ’：ＩＱ国際調査報告 ＧＢ　９０００４２９ ＳＡ　３５６８８

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．静的に再結晶化されておらず、かつ本来的に非超塑性であり、しかも動的な 再結晶化のための初期非超塑性変形処理後にのみ超塑性変形し得る高度に回復さ れた中間展伸製品を製造するための熱処理と冷間成形操作との組み合わせを含ん なるアルミニウム基合金のブランクの処理方法。 ２．アルミニウム基合金のブランクを処理して、静的に再結晶化されておらず、 かつ本来的に非超塑性であり、しかも動的な再結晶化のための初期非超塑性変形 処理後にのみ超塑性変形し得る、高度に回復された中間展伸製品を製造するため の処理方法であって、以下の連続する諸工程、（１）該ブランクを２７５〜４２ ５℃にて、１〜２４時間維持する工程、 （２）該ブランクを冷間成形に適した温度まで冷却する工程、（３）該ブランク を少なくとも２段階で冷間成形する工程、および （４）該２段階の冷間成形工程中に、該冷間成形したブランクを、３００〜４０ ０℃の温度で、２分以下、１０〜２００℃／時の制御された加熱速度で焼鈍し、 次いで該焼鈍した製品を冷却する工程、 を含んでなるアルミニウム基合金のブランク処理方法。 ３．該粒径制御添加物がＺｒであり、その量が０．３％以下である請求の範囲第 １項記載の方法。 ４．該添加物の量が０．２％未満である請求の範囲第３項記載の方法。 ５．該製品が、４５０〜５００℃の範囲内の温度にて、２時間以下、４０〜２０ ０℃／時の制御された加熱速度で最終的に焼鈍される請求の範囲第２〜４項の何 れか１項に記載の方法。 ６．該加熱速度が約５０℃／ｈである請求の範囲第５項記載の方法。 ７．該高度に回復された中間製品がセル状転位組織状態にあり、約１０μｍのセ ル径を有する請求の範囲第２〜６項の何れか１項に記載の方法。 ８．該セルが小傾角粒界により相互に分離されており、かつ該結晶粒内に含まれ ている請求の範囲第７項記載の方法。 ９．該結晶粒が、該ブランクの誘導されたインゴット由来のものであり、その「 鋳放し」径が７５〜５００μｍの範囲内にある請求の範囲第７項または第８項に 記載の方法。 １０．添付第１図〜第１２図のいずれかを参照して、本明細書に実質的に記載さ れた中間製品の処理方法。 １１．本明細書に実質的に記載された中間製品の超塑性成形法。 １２．上記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法により製造された製品。 １３．Ａｌ／Ｃｕ／Ｍｎ／Ｍｇ合金；Ａｌ／Ｚｎ合金およびＡｌ／Ｌｉ合金から 選ばれる請求の範囲第１２項記載の製品。 １４．２００４およびその系列合金、７０７５，７４７５，８０９０および８０ ９１から選ばれる請求の範囲第１３項記載の製品。 １５．７０１０および７０５０から選ばれる請求の範囲第１３項記載の製品。 １６．Ａｌ／Ｍｇ合金およびＡｌ／Ｓｉ／Ｍｇ合金から選択される請求の範囲第 １２項記載の製品。 １７．本明細書に実質的に記載された製品。