JPS5964735A - 軽金属基合金とその製造方法 - Google Patents
軽金属基合金とその製造方法Info
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- JPS5964735A JPS5964735A JP58155747A JP15574783A JPS5964735A JP S5964735 A JPS5964735 A JP S5964735A JP 58155747 A JP58155747 A JP 58155747A JP 15574783 A JP15574783 A JP 15574783A JP S5964735 A JPS5964735 A JP S5964735A
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- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
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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】
技術分野
本発明は軽金属基合金を超塑性的に製造する方法及びそ
の製品に関する。この明細書では用語”軽金属′はアル
ミニウム又はマグネシウムを意味するものとして理解さ
れるべきである。
の製品に関する。この明細書では用語”軽金属′はアル
ミニウム又はマグネシウムを意味するものとして理解さ
れるべきである。
従来技術
便利に超塑性的に変形される周知のア蕨＝ウ
：ム基合金は以下の３つのグループに入る。
：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
変形によって超塑性の合金を得る。
を得るためにその合金が充分急速に凝固するなら、熱間
変形によっ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っ
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Ｍ／Ｃａ 共晶あるいは、ｆｉ、ｌ／Ｃａ／Ｚ
ｎ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。
的な製造工程前の熱によるあるいは機械的な工程によっ
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Ｍ／Ｃａ 共晶あるいは、ｆｉ、ｌ／Ｃａ／Ｚ
ｎ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
熱間加工中に力学的な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（４
）る成分とを含む合金。その合金は本来超塑性的な変形
が不可能である。熱間加工中、特に超塑性的４・、Ｖ造
工程の第一段階中で都合よく超塑性的に変形可能となる
（すなわち充分に力学的な＋ＩＴ結晶が生ずる）。これ
らの合金では鋳造条件は、例えば超塑性的な製造工程で
ある熱間加工中、微細な粒子の最適な分散を得るために
極めてＪｌｉ要である。更に、最終的な熱間加工段階前
に全ての熱による及び機イ戒的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的な変形用に
現在商業的に用いられる大部分の合金を含む。
晶を制御する粒子の非常に微細なスケールの分散を（４
）る成分とを含む合金。その合金は本来超塑性的な変形
が不可能である。熱間加工中、特に超塑性的４・、Ｖ造
工程の第一段階中で都合よく超塑性的に変形可能となる
（すなわち充分に力学的な＋ＩＴ結晶が生ずる）。これ
らの合金では鋳造条件は、例えば超塑性的な製造工程で
ある熱間加工中、微細な粒子の最適な分散を得るために
極めてＪｌｉ要である。更に、最終的な熱間加工段階前
に全ての熱による及び機イ戒的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的な変形用に
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ＡＩ！／Ｃｕ／Ｚｒとｋｌ／
Ｍｇ／Ｚｒを含む。そのような全ての合金は超塑性的な
製造工程の前に通常十分に冷間加工される。
Ｍｇ／Ｚｒを含む。そのような全ての合金は超塑性的な
製造工程の前に通常十分に冷間加工される。
グループ３
超塑性的な製造工程の前に種々の合金は本来超塑性的変
形がなされ得る。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による及び機械的
な複雑な次の工程にかけられる。これらの合金では、十
分注意深く制御される必要である次の工程より超塑性的
特性にとって鋳造条件は重要でない。その合金の一例は
最高強度特性として用いられる７４７５のようなｋｌ／
Ｚｎ／Ｍｇ／Ｃｕである。
形がなされ得る。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による及び機械的
な複雑な次の工程にかけられる。これらの合金では、十
分注意深く制御される必要である次の工程より超塑性的
特性にとって鋳造条件は重要でない。その合金の一例は
最高強度特性として用いられる７４７５のようなｋｌ／
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。
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安し、且つ
超塑性的な製造工程の前に十分に冷間加工が必要である
。その工程では変形が始まると、再結晶が起り、製造さ
れている製品がおそらく１００％歪を受けて十分な再結
晶化微細粒サイズを得る。他の変形過程で他の再結晶の
機構は明確でない。付随的な力学的な再結晶を起さない
。過度の変形は粒子粗れを起し変形製品に欠陥を発生さ
せる。
うに初めに加えられる粒子制御成分の使用を安し、且つ
超塑性的な製造工程の前に十分に冷間加工が必要である
。その工程では変形が始まると、再結晶が起り、製造さ
れている製品がおそらく１００％歪を受けて十分な再結
晶化微細粒サイズを得る。他の変形過程で他の再結晶の
機構は明確でない。付随的な力学的な再結晶を起さない
。過度の変形は粒子粗れを起し変形製品に欠陥を発生さ
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
変形に適当な軽金属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では軽金属
基合金は熱間変形中力学的に再結晶さｈないと広く信じ
られていた。しかしながら、米国舗−許第１３８７５８
６号、第１４４５１８１号、及びｓ４’ｙ １４５６０
５０号に示されるようにこのことは根拠がなかった。あ
る軽金属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、次の熱間変形中に力学的な再結晶のパ
ラメータに深く影響を与えることが出来る。
変形に適当な軽金属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では軽金属
基合金は熱間変形中力学的に再結晶さｈないと広く信じ
られていた。しかしながら、米国舗−許第１３８７５８
６号、第１４４５１８１号、及びｓ４’ｙ １４５６０
５０号に示されるようにこのことは根拠がなかった。あ
る軽金属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、次の熱間変形中に力学的な再結晶のパ
ラメータに深く影響を与えることが出来る。
発明の目的
従って木兄１男の目的はこれまで可能であった以上によ
り自由な加工方法を可能にする軽金属基ば金を超塑性的
に製造する改良方法を提供することである。
り自由な加工方法を可能にする軽金属基ば金を超塑性的
に製造する改良方法を提供することである。
他の目的は強力だが軽重量の超塑性的に製造された製品
を提供するに有用な方法を提供することである。
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
本発明では後続の熱間加工による力学的再結晶が促進さ
れるように冷間加工によって変化せしめられた結晶組織
を有し得るあるｆｉｌｉの軽金属基合金から製品を超塑
性的に製造する方法において；該合金の第１のブランク
を冷間加工し、変イ′ヒした結晶組織を有する第２のブ
ランクを製造し、次に該第２のブランクを力学的再結晶
がその中で発生し且つ超塑性的変形が生じるように熱間
加工によって製品にし、該冷間加］−中の結晶組織の変
化度は、力学的再結晶が続くと粒子サイズが連続的に微
細Ｉ化される程度であることを含む軽金属基合金から製
品を超塑性的に製造する方法を提供することにある。
れるように冷間加工によって変化せしめられた結晶組織
を有し得るあるｆｉｌｉの軽金属基合金から製品を超塑
性的に製造する方法において；該合金の第１のブランク
を冷間加工し、変イ′ヒした結晶組織を有する第２のブ
ランクを製造し、次に該第２のブランクを力学的再結晶
がその中で発生し且つ超塑性的変形が生じるように熱間
加工によって製品にし、該冷間加］−中の結晶組織の変
化度は、力学的再結晶が続くと粒子サイズが連続的に微
細Ｉ化される程度であることを含む軽金属基合金から製
品を超塑性的に製造する方法を提供することにある。
また本発明は以下＜１） −（３） ：（１） Ｌｉ
Ｌ、５−４．５ 重量％Ｍｇ ≦５．０
重量％ Ｚｒ ≦０．４ 重量１％ Ｃｕ ≦６．０ 重量％ Ｚｎ ≦５．０ 重量％ ＡＩ！ 残部（但し不可避的不純物を伴なう） （２）リチウム１０−１５重量％を含むリチウム含有マ
グネシウム合金、及び （３）マグネシウム６．０−１２．０重量％を含むマグ
ネシウム含有アルミニウム合金、 から選択される軽金属基合金から超塑性的に製品を製造
する方法において；該合金の第１のブランクを冷間加工
し、変化した結晶組織を有する第２のブランクを製造し
。
Ｌ、５−４．５ 重量％Ｍｇ ≦５．０
重量％ Ｚｒ ≦０．４ 重量１％ Ｃｕ ≦６．０ 重量％ Ｚｎ ≦５．０ 重量％ ＡＩ！ 残部（但し不可避的不純物を伴なう） （２）リチウム１０−１５重量％を含むリチウム含有マ
グネシウム合金、及び （３）マグネシウム６．０−１２．０重量％を含むマグ
ネシウム含有アルミニウム合金、 から選択される軽金属基合金から超塑性的に製品を製造
する方法において；該合金の第１のブランクを冷間加工
し、変化した結晶組織を有する第２のブランクを製造し
。
次に該第２のブランクを、力学的再結晶がその中で発生
し且つ超塑性的変形が発生し、更に力学的再結晶が続く
と粒子サイズが連続的に微細化されるように、熱間加工
によって製品に製造することを含むことを特徴とする軽
金属基合金から超塑性的に製品を製造する方法を提供す
る。
し且つ超塑性的変形が発生し、更に力学的再結晶が続く
と粒子サイズが連続的に微細化されるように、熱間加工
によって製品に製造することを含むことを特徴とする軽
金属基合金から超塑性的に製品を製造する方法を提供す
る。
この明細書で６冷間加工゛とは第１の１ブランク”を製
造するためにシート、管、ノ（−又はロッドを冷間圧延
又は冷間引抜が一般的である。
造するためにシート、管、ノ（−又はロッドを冷間圧延
又は冷間引抜が一般的である。
実施例Ｉ
リチウム元素のみが与える効果が、１リチウム２重量％
で単に金魚化された超純度アルミニウムの場合に示さｉ
ｚている。この合金をチル鋳造後、均質化し１０ジゲー
ジに熱間圧延し、との拐°不・Ｆの第１のブランクを中
間焼鈍工程なしで冷間力［１工し１．５７ｉｄｌゲージ
の第２のブランクを製造した。第２のブランクを従来技
術によってＩ頁順１生的に製造し次の超塑性的な伸びを
得た。
で単に金魚化された超純度アルミニウムの場合に示さｉ
ｚている。この合金をチル鋳造後、均質化し１０ジゲー
ジに熱間圧延し、との拐°不・Ｆの第１のブランクを中
間焼鈍工程なしで冷間力［１工し１．５７ｉｄｌゲージ
の第２のブランクを製造した。第２のブランクを従来技
術によってＩ頁順１生的に製造し次の超塑性的な伸びを
得た。
米 ｔ、ｏｍ／分の一定の十字類速度で且つ１２．５７
１ｉの初めのゲージ長さで単＋Ｉｑｈ ’ｉｊ Ｉ張で
決められた。
１ｉの初めのゲージ長さで単＋Ｉｑｈ ’ｉｊ Ｉ張で
決められた。
実施例■
ＡＩ！（純度９９．８６％）−２，７％Ｌｉ−２，８％
Ｍｇ−０，１５％Ｚｒ（Ｄ合金をチル鋳造し続いて均質
イしし）ｌｎ常の方法によって４朋の第１のフ゛ランク
厚に熱出１圧延を行なった。次に熱間圧延材料を焼＠ｌ
ｊ シ、続いて中間焼鈍工程を経ずに０．４ｍｉゲージ
を有する第２のブランク冷間圧延をした。次に該第２の
〕ランクを従来技術によシ超塑性的に製造し次の汁塑性
伸びを得た。
Ｍｇ−０，１５％Ｚｒ（Ｄ合金をチル鋳造し続いて均質
イしし）ｌｎ常の方法によって４朋の第１のフ゛ランク
厚に熱出１圧延を行なった。次に熱間圧延材料を焼＠ｌ
ｊ シ、続いて中間焼鈍工程を経ずに０．４ｍｉゲージ
を有する第２のブランク冷間圧延をした。次に該第２の
〕ランクを従来技術によシ超塑性的に製造し次の汁塑性
伸びを得た。
米 １２゜５ジ／分の一定の十字類速度で且つ１２．５
７Ｘ１１のゲージ長さで単軸引張で決められた。
７Ｘ１１のゲージ長さで単軸引張で決められた。
実施例ｌｌｌ
Ａｌ！（純度９９．８６％）−２，５％Ｌｉ−１，１８
％Ｃｕ−０，４６％Ｍｇ−０，１０％Ｚｒを半連続的に
チル鋳造にして５００ＵＸ１７５朋断面の圧延ブロック
にした。
％Ｃｕ−０，４６％Ｍｇ−０，１０％Ｚｒを半連続的に
チル鋳造にして５００ＵＸ１７５朋断面の圧延ブロック
にした。
該ブロックを均質化し１．５ｆｌのゲージを有するａｌ
のブランク熱間圧延した。熱間圧延された第１のブラン
クを焼鈍した後、次に焼鈍せずに１．５五のゲージを有
する第２のブランクに冷間圧延しＡ次に第２のブランク
を従来技術で超塑性的に製強し次の超塑性伸びを得た。
のブランク熱間圧延した。熱間圧延された第１のブラン
クを焼鈍した後、次に焼鈍せずに１．５五のゲージを有
する第２のブランクに冷間圧延しＡ次に第２のブランク
を従来技術で超塑性的に製強し次の超塑性伸びを得た。
以下余白
７゜
米 ６．ｚ５ｒｔｔ：ｍ／分の一定の十字類速度で且つ
１２．５８のゲージ長さで単軸引張で決められた。
１２．５８のゲージ長さで単軸引張で決められた。
５．０％以下のＭｇ、０６４％以下のＺｒ、６．０％以
下のＣｕ及び５．０Ｘ以下のＺｎを有効に用いてもよい
ことがわかった。また１０．０％ないし１５．０重量％
のリチウムを含むリチウム含有マグネシウム合金と６．
０％ないし１２．０重世％のマグネシウムを含
・むマグネシウム含有アルミニウム合金でも有利な′
”１″゛“““０６° 。
下のＣｕ及び５．０Ｘ以下のＺｎを有効に用いてもよい
ことがわかった。また１０．０％ないし１５．０重量％
のリチウムを含むリチウム含有マグネシウム合金と６．
０％ないし１２．０重世％のマグネシウムを含
・むマグネシウム含有アルミニウム合金でも有利な′
”１″゛“““０６° 。
選択された該基合金は超塑性変形中粒子制御用主に供さ
れる添加成分を必要としないように、顕ｔりｍ れ
る（ある量のその成分か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４元のよ
′）な物理的特性を得るために添加さオｔてもよい一／
′Ｊｉ）且つ超塑性変形中に力学的な再結晶工程がその
変形中に与えられた歪にもか＼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）。
。
れる添加成分を必要としないように、顕ｔりｍ れ
る（ある量のその成分か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４元のよ
′）な物理的特性を得るために添加さオｔてもよい一／
′Ｊｉ）且つ超塑性変形中に力学的な再結晶工程がその
変形中に与えられた歪にもか＼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、」＝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界に反している。
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界に反している。
我々は冷間力１汀中の結晶組織の変化現象を示す軽金属
基合金の注意深い選択と％に上記特性におけるアルミニ
ウム又はマグネシウムへのリチウムの添加あるいはアル
ミニウムへのマグネシウムの添加が該基合金の発動を根
本的に変える。この変化は、冷間圧延又は冷間引抜のよ
うな冷間加工後の短かい時間で自然に生ずる再結晶であ
る。これは積層欠陥エネルギに連続的に変わる。冷間加
工による結晶組織の変化は次の超塑性変形に特に適当な
組織パターンを作る。熱間超塑性では、超塑性変形可能
であると周知の他の軽金属基合金に関してより大きな力
学的再結晶がち９、これは予期せぬ結果である。
基合金の注意深い選択と％に上記特性におけるアルミニ
ウム又はマグネシウムへのリチウムの添加あるいはアル
ミニウムへのマグネシウムの添加が該基合金の発動を根
本的に変える。この変化は、冷間圧延又は冷間引抜のよ
うな冷間加工後の短かい時間で自然に生ずる再結晶であ
る。これは積層欠陥エネルギに連続的に変わる。冷間加
工による結晶組織の変化は次の超塑性変形に特に適当な
組織パターンを作る。熱間超塑性では、超塑性変形可能
であると周知の他の軽金属基合金に関してより大きな力
学的再結晶がち９、これは予期せぬ結果である。
力学的再結晶の成長は超塑性変形工程で発生した歪にも
か＼わらず連続するので圧力、時間及び温度のパラメー
タがこれ迄アルミニウム合金にっいて可能であった以上
に広く変えられる。
か＼わらず連続するので圧力、時間及び温度のパラメー
タがこれ迄アルミニウム合金にっいて可能であった以上
に広く変えられる。
本発明の工程で用いられた軽金属基合金に対する処理が
容易となることもわかった。冷間圧延中通常の特に焼鈍
工程は該基合金の後続の超塑性過程に損傷を起さず省略
せしめられる。
容易となることもわかった。冷間圧延中通常の特に焼鈍
工程は該基合金の後続の超塑性過程に損傷を起さず省略
せしめられる。
リチウムが軽金属合金中に含まれる場合、わずかのリチ
ウムが表面に移シ、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鋳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しする傾向がある
。従っ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
るのが好丑しい。これは硝酸による酸洗によって最も打
れくｊ″１ｂｈｙ、・ 以−Ｆ＠白−２
（
ウムが表面に移シ、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鋳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しする傾向がある
。従っ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
るのが好丑しい。これは硝酸による酸洗によって最も打
れくｊ″１ｂｈｙ、・ 以−Ｆ＠白−２
（
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、次の熱間加工による力学的再結晶が促進されるよう
に冷間加工によって変化せしめられた結晶組織を有し得
るある種の軽金属基合金から製品を超塑性的に製造する
方法において； 該合金の第１のブランクを冷間加工し、変化した結晶組
織を有する第２のブランクを製造し、次に該第２のブラ
ンクを力学的再結晶がその中で発生し且つ超塑性的変形
が生じるように熱間加工によって製品にし、該冷間加工
中の結晶組織の変化度は、力学的再結晶が続くと粒子サ
イズが連続的に微乳１化される程度であることを含む軽
金属基合金から製品を超塑性的に製造する方法。 ２、以下（１） −（３） ： （１） Ｌｉ １．５−４．５ 重量％Ｍｇ
≦５．０ 重量％ Ｚｒ ≦０．４ 重量％ Ｃｕ ≦６．０ 重量％ Ｚｎ ≦５．０ 重量％ ＡＩ！ 残部（但し不可避的不純物を伴なう） （２） リチウム１０−１５重量％を含むリチウム含
有マグネシウム合金、及び （３）マグネシウム６．０−１２．ＯｆＪｊ量％を含む
マグネシウム含有アルミニウム合金、 から選択される軽金属基合金から超塑性的に製品を製造
する方法において； 該合金の第１のブランクを冷間加工し、変化した結晶組
織を有する第２のブランクを製造し、次に該第２のブラ
ンクを、力学的再結晶がその中で発生し且つ超塑性的変
形が発生し、更に力学的再結晶が続くと粒子サイズが連
続的に微細化されるように、熱間加工によって製品に製
造することを含むことを特徴とする軽金属基合金から超
塑性的に製品を製造する方法。 ３、前記合金が Ｌｉ １．５−４．０ 重量％ Ｍｇ ≦４．０ 重量％ Ｚｒ ≦０．２ 重量％ Ｃｕ ≦３．０ 爪殴％ Ｚｎ ≦３．０ 重量％ Ａ／？ 残部（但し不可避的不純物を伴なう） から選択されることを特徴とする特許請求の範囲第２項
記載の方法。 ４、前ムピ合金が Ｌｉ ２．０％ Ｌｉ３刀％；Ｚｒ０．１９％ Ｌｉ ２．９％；Ｍｇ２．２０％；ＺｒＯ，１８％Ｌｉ
２．７％；Ｍｇ２．８％： Ｚｒ０．１５％Ｌｉ ２．
７％； ＭｇＯ，７％； Ｃｕ１．２％；ＺｒＯ，０９
％Ｌｉ ２．８％；Ｍｇｏ、ｓ％； Ｃｕ２．５％：Ｚ
ｒ０．１１％Ｌｉ ２．６％； Ｍｇ １．０％： Ｃ
ｕ１．５％：ＺｒＯ，１６％；Ｚｎ１．６０％Ｍ 残部
（但し不可避的不純物を伴なう）から選択されることを
特徴とする特許請求の範囲第２項又は第３項に記載の方
法。 ５、前記合金が次の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
特許り青水の範囲第１項〜第４項のいずれかに記載の方
法。 ６ 前記第２のブランクが前記熱間加工前にその表面か
らリチウム含有組成物を除去するために処理されること
を特徴とする特許請求の範囲第２項記載の方法。 ７、 前記第２のブランクが硝酸で処理されることを特
徴とする特許請求の範囲第６項記載の方法。 ８、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〜第７項いずれかにＮ１
３載の方法。 ９、以下（１） −（３） ： （Ｌ） Ｌｉ １．５−４．５ 重量％Ｍｇ
≦５．０ 重量％ Ｚｒ ≦０．４ 重量％ Ｃｕ ≦６．０ Ａ景％ Ｚｎ ≦５．０ 重量％ ＡＩ！ 残部（但し不可避的不純物を伴なう） （２） リチウム１０−１５重星％を含むリチウム含
有マグネシウム合金、及び （３）マグネシウム６．０−１２．０重量％を含むマク
ネシウム含有アルミニウム合金、 から選択されるｌｌｂ＜金属基合金から超塑性的に製造
される製品。 １０、 前記合金が Ｌｉ １．５−４．０ 重量％ Ｍｇ ≦４．０ 重量％ Ｚｒ ≦０．２ 重量％ Ｃｕ ≦３．０ 重量％ Ｚｎ ≦３．０ 重量％ ＡＩ！ 残部（但し不可避的不純物を伴なう） から選択されることを特徴とする特許請求の範囲第９項
記載の製品。 １１、 前記合金が、後続の超塑性変形を増長するた
めに初めに添加される粒子制御成分を含まないことを特
徴とする特許請求の範囲第９項又ｔよ第１０項に記載の
製品。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| GB8224661 | 1982-08-27 | ||
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