JPH03183750A - 高強度を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
高強度を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法Info
- Publication number
- JPH03183750A JPH03183750A JP1321651A JP32165189A JPH03183750A JP H03183750 A JPH03183750 A JP H03183750A JP 1321651 A JP1321651 A JP 1321651A JP 32165189 A JP32165189 A JP 32165189A JP H03183750 A JPH03183750 A JP H03183750A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- heating
- superplastic
- holding
- temperature
- alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 20
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 37
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 claims abstract description 18
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 15
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 4
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims description 4
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 15
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 10
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 4
- 229910018182 Al—Cu Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 239000000543 intermediate Substances 0.000 abstract 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 12
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 7
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000000034 method Methods 0.000 description 5
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 5
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 5
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 3
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 239000013081 microcrystal Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 1
- 238000005324 grain boundary diffusion Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 229910000679 solder Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000003624 transition metals Chemical class 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
（産業上の利用分野）
本発明はＣｕを必須成分として含有する成分系で高強度
を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）超塑性とは、
ある外的条件（温度、ひずみ速度〉の下で材料がくびれ
（ｎａｃｋｉｎｇ）なしに、数１００〜１０００％の巨
大な伸びを生じる現象であり、恒温変態を利用した変態
超塑性と微細粒結晶粒材料で見られる微細粒超塑性（構
造超塑性）とに大別される。そして、この微細粒超塑性
を起こさせるには、その材料の結晶粒を約１０μｍ以下
に制御することが必須である。 このような超塑性材料の成分系、製造法は種々開発され
ているが１本発明者は、約１０μ−の微細粒を持つ超塑
性アルミニウム合金材料に関し、先に、Ｃｕを必須成分
として含有するＡｆｉ合金の製造方法（特公昭６１−５
７３８６号）、ＺｎとＭｇを必須成分として含有するＡ
Ｑ合金の製造方法（特公昭６１−５７３８４号）、Ｌｉ
を必須成分として含有するＡＱ合金の製造方法（特公昭
６２−３２２６号）を開発した。これにより、伸びが５
００％以上の十分な超塑性が得られた。 しかしながら、これらのアルミニウム合金材料は、熱処
理型の合金であるため、超塑性加工後に溶体化処理→時
効処理を施すが、その場合、第１表に示すように、強度
が耐力で３０ｋｇ／＋ａｍ”台にとどまり、この強度は
超塑性７４７５合金の４６ｋｇ／ａｍ”よりも２５％も
低く、超塑性による軽量一体構造化により、たとえ３０
％の軽量化を行っても、強度が２５％低いという問題が
ある。
を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）超塑性とは、
ある外的条件（温度、ひずみ速度〉の下で材料がくびれ
（ｎａｃｋｉｎｇ）なしに、数１００〜１０００％の巨
大な伸びを生じる現象であり、恒温変態を利用した変態
超塑性と微細粒結晶粒材料で見られる微細粒超塑性（構
造超塑性）とに大別される。そして、この微細粒超塑性
を起こさせるには、その材料の結晶粒を約１０μｍ以下
に制御することが必須である。 このような超塑性材料の成分系、製造法は種々開発され
ているが１本発明者は、約１０μ−の微細粒を持つ超塑
性アルミニウム合金材料に関し、先に、Ｃｕを必須成分
として含有するＡｆｉ合金の製造方法（特公昭６１−５
７３８６号）、ＺｎとＭｇを必須成分として含有するＡ
Ｑ合金の製造方法（特公昭６１−５７３８４号）、Ｌｉ
を必須成分として含有するＡＱ合金の製造方法（特公昭
６２−３２２６号）を開発した。これにより、伸びが５
００％以上の十分な超塑性が得られた。 しかしながら、これらのアルミニウム合金材料は、熱処
理型の合金であるため、超塑性加工後に溶体化処理→時
効処理を施すが、その場合、第１表に示すように、強度
が耐力で３０ｋｇ／＋ａｍ”台にとどまり、この強度は
超塑性７４７５合金の４６ｋｇ／ａｍ”よりも２５％も
低く、超塑性による軽量一体構造化により、たとえ３０
％の軽量化を行っても、強度が２５％低いという問題が
ある。
このため、超塑性加工後も高強度を有するＡＭ−Ｃｕ−
（Ｍｇ）系、Ａ Ｑ −Ｃｕ −ＬＬ （Ｍｇ）系超
塑性アルミニウム合金材の開発が要望されていた。 なお、これらの成分糸が対象とされるのは、ＡＱ−Ｃｕ
−（Ｍｇ）系は溶接可能なこと、ＡＱ−Ｃｕ−Ｌｉ−（
Ｍｇ）系は密度が約１０％小さく、弾性率が約１０％高
いという利点を有しているためである。 本発明は、か）る要請に応えるべくなされたものであっ
て、従来のＡ Ｑ −Ｃｕ −（Ｍｇ）系、ＡＱ−Ｃｕ
−Ｌｉ （Ｍｇ）系超塑性アルミニウム合金の製造方
法では得られない超塑性加工後の強度を耐力＞ ４０
ｋｇ ／ ｍｌの如く向上し得る超塑性アルミニウム合
金の製造方法を提供することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 前記問題点に鑑みて、本発明者は、Ｃｕを必須成分とし
て含有する熱処理型の超塑性アルミニウム合金において
、超塑性加工後の強度を高め得る方策について鋭意研究
を重ねた結果、熱処理型アルミニウム合金がストレッチ
加工により強度が向上することに着目し、その強度向上
機構を熱処理型超塑性アルミニウム合金の製造法で実現
することに成功し、ここに本発明をなしたものである。 すなわち５本発明は、Ｃｕ：０．５〜７％を含有し、更
にＣｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５
％及びＺｒ：０．０５〜０．５％のうちの１種又は２種
以上を必須元素として含有し、必要に応じて、Ｌｉ：０
．５〜４％、Ｍｇ：２．５％以下、Ｖ：０．０５〜０．
５％及びＴｉ：Ｏ，１５％以下のうちの１種又は２種以
上を含有し、残部がＡＱ及び不純物からなるアルミニウ
ム合金鋳塊に、３００〜５５０℃の温度で６〜４８時間
の均質化熱処理を施し、３００〜５５０℃の温度で熱間
圧延を行った後、３００〜５５０℃の温度において１段
階或いは２段階の加熱保持を行い、３０℃／ｈｒ以上の
冷却速度で冷却してから、少なくとも５０％以上の冷間
加工を行った後、３００℃／ｈｒ以上の加熱速度で４５
０〜５５０℃の温度域にｌ’ Ｑ ｍｉｎ〜１ｈｒ保持
し、４％以上の冷間加工を行うことを特徴とする高強度
を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法を要旨とす
るものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明者が知見を得るに至った基礎実験の結果を
示す。 第１図は、ＡＡ２５１９合金材（ＡＱ−５，６％Ｃｕ−
０，２６％Ｍｇ−０，２９％Ｍｎ−０，１％Ｖ−〇、１
６％Ｚｒ−０，０５％Ｔｉ）（板厚２ 、０ ｍｍ）に
ついて、冷間加工量（ストレッチ量）と、溶体化処理及
び時効処理（５３５℃Ｘ ２５ｍ１ｎ＋ＷＱ＋ １６３
’ＣＸ２４ｈｒ）を施した後の機械的性質との関係を示
しており、これより、４％以上のストレッチで耐力＞４
０ｋｇ／＋＊１が得られることがわかる。 また、第２表は２０９０合金材（ＡＱ−２，７％Ｃｕ−
２，２％Ｌｉ−０，１２％Ｚｒ）についてストレッチと
時効処理（１３５℃又は１６５℃ｘ４８ｈｒ）後の機械
的性質との関係を示している。これにより、ストレッチ
によって２０％の強度上昇が起こることがわかる。 この強度上昇に着目し、その要因を分析したところ、強
化析出相θ’−ＣｕＡＱ、、Ｓ’−ＣｕＭｇＡＱ、、Ｔ
１−ＣｕＬｉＡＱ２がサブ組織や転位上へ優先析出する
ためであることが判明した。
（Ｍｇ）系、Ａ Ｑ −Ｃｕ −ＬＬ （Ｍｇ）系超
塑性アルミニウム合金材の開発が要望されていた。 なお、これらの成分糸が対象とされるのは、ＡＱ−Ｃｕ
−（Ｍｇ）系は溶接可能なこと、ＡＱ−Ｃｕ−Ｌｉ−（
Ｍｇ）系は密度が約１０％小さく、弾性率が約１０％高
いという利点を有しているためである。 本発明は、か）る要請に応えるべくなされたものであっ
て、従来のＡ Ｑ −Ｃｕ −（Ｍｇ）系、ＡＱ−Ｃｕ
−Ｌｉ （Ｍｇ）系超塑性アルミニウム合金の製造方
法では得られない超塑性加工後の強度を耐力＞ ４０
ｋｇ ／ ｍｌの如く向上し得る超塑性アルミニウム合
金の製造方法を提供することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 前記問題点に鑑みて、本発明者は、Ｃｕを必須成分とし
て含有する熱処理型の超塑性アルミニウム合金において
、超塑性加工後の強度を高め得る方策について鋭意研究
を重ねた結果、熱処理型アルミニウム合金がストレッチ
加工により強度が向上することに着目し、その強度向上
機構を熱処理型超塑性アルミニウム合金の製造法で実現
することに成功し、ここに本発明をなしたものである。 すなわち５本発明は、Ｃｕ：０．５〜７％を含有し、更
にＣｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５
％及びＺｒ：０．０５〜０．５％のうちの１種又は２種
以上を必須元素として含有し、必要に応じて、Ｌｉ：０
．５〜４％、Ｍｇ：２．５％以下、Ｖ：０．０５〜０．
５％及びＴｉ：Ｏ，１５％以下のうちの１種又は２種以
上を含有し、残部がＡＱ及び不純物からなるアルミニウ
ム合金鋳塊に、３００〜５５０℃の温度で６〜４８時間
の均質化熱処理を施し、３００〜５５０℃の温度で熱間
圧延を行った後、３００〜５５０℃の温度において１段
階或いは２段階の加熱保持を行い、３０℃／ｈｒ以上の
冷却速度で冷却してから、少なくとも５０％以上の冷間
加工を行った後、３００℃／ｈｒ以上の加熱速度で４５
０〜５５０℃の温度域にｌ’ Ｑ ｍｉｎ〜１ｈｒ保持
し、４％以上の冷間加工を行うことを特徴とする高強度
を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法を要旨とす
るものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明者が知見を得るに至った基礎実験の結果を
示す。 第１図は、ＡＡ２５１９合金材（ＡＱ−５，６％Ｃｕ−
０，２６％Ｍｇ−０，２９％Ｍｎ−０，１％Ｖ−〇、１
６％Ｚｒ−０，０５％Ｔｉ）（板厚２ 、０ ｍｍ）に
ついて、冷間加工量（ストレッチ量）と、溶体化処理及
び時効処理（５３５℃Ｘ ２５ｍ１ｎ＋ＷＱ＋ １６３
’ＣＸ２４ｈｒ）を施した後の機械的性質との関係を示
しており、これより、４％以上のストレッチで耐力＞４
０ｋｇ／＋＊１が得られることがわかる。 また、第２表は２０９０合金材（ＡＱ−２，７％Ｃｕ−
２，２％Ｌｉ−０，１２％Ｚｒ）についてストレッチと
時効処理（１３５℃又は１６５℃ｘ４８ｈｒ）後の機械
的性質との関係を示している。これにより、ストレッチ
によって２０％の強度上昇が起こることがわかる。 この強度上昇に着目し、その要因を分析したところ、強
化析出相θ’−ＣｕＡＱ、、Ｓ’−ＣｕＭｇＡＱ、、Ｔ
１−ＣｕＬｉＡＱ２がサブ組織や転位上へ優先析出する
ためであることが判明した。
そこで、この強度上昇機構を熱処理型の超塑性アルミニ
ウム合金の製造に導入して、超塑性加工後にサブ組織や
転位を十分に含むようにすれば。 より大きい強度が得られることが期待されるとの知見を
得たので、更に詳細に成分組成並びに製造条件について
実験研究を重ねた結果１本発明を完成したものである。 次に、本発明におけるアルミニウム合金の成分限定理由
について説明する。 Ｃｕ： Ｃｕは、０．５％未満では充分な強度が得られず、また
、７％を超えると伸びの低下が著しくなるので、Ｃｕ量
は０．５〜７％の範囲とする。 Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ： Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒは、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａ Ｑ、、Ｃｕ、Ｍ
ｎ。 ＡＱ、□ＺｒＡＱ３等の金属間化合物粒子の形成のため
に適量を添加するが、それぞれ０．０５％未満では後述
するように微細な結晶粒が得られず、また、それぞれ０
．５％を超えて含有すると鋳造時に充分に固溶されず、
巨大金属間化合物が発生して充分な伸びが得られない、
したがって、 Ｃｒ、Ｍｎ及びＺｒはそれぞれ０．０５
〜０．５％のはんいで添加する。但し、これらは少なく
とも１種添加すれば足りる。 Ｌｉ、Ｍｇ、Ｖ、Ｔｉ： Ｌｉ、Ｍｇは強度上昇、Ｖ、Ｔｉは組織の微細化の効果
があるので、必要に応じて、それらのうちの少なくとも
１種を適量で添加することができるが、Ｌｉが４％を超
える場合、Ｍｇが２．５％を超える場合、■が０．５％
を超える場合、Ｔｉが０゜１５％を超える場合には、巨
大な金属間化合物の生成や伸びの低下を招くので望まし
くない。また、Ｌｉが０．５％未満の場合或いは■が０
．０５％未満の場合には上記の強度への寄与や組織微細
化の効果が小さいため望ましくない、したがって、Ｌｉ
量は０．５〜４％、 ＭｇＪｉは２．５％以下、Ｖ量は
０．０５〜０．５％、Ｔｉ量は０．１５％以下で添加す
る。 なお、不純物として含有されることがあるＦｅ、Ｓｉの
含有量がそれぞれ０．１５％を超えると不溶性の晶出物
が発生して伸びの低下が著しくなるので、極力抑制し、
それぞれ０．１５％以下とするのが望ましい。 次に、本発明の製造条件について説明する。 上記成分組成のアルミニウム合金鋳塊には、内部に不均
質に分布している主要元素の均質化及び熱間加工性を向
上させるため、３００〜５５０℃の温度において６〜４
８時間の均質化熱処理を施し、３００〜５５０℃の温度
で熱間加工を行って所定の板厚とする。これにより、粗
い鋳造組織は熱間ファイバー組織となると同時に組織内
にＺｎ、Ｍｇ、Ｃｕ等の析出物及びＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、
Ｖ、Ｔｊ等の遷移元素の一部が部分析出する。 この熱間加工後、３００〜５５０℃の温度において１段
階或いは２段階の加熱保持を行い、少なくとも３０℃／
ｈｒ以上、好ましくはｉｏｏ℃／ｈｒ以上の冷却速度で
冷却して固溶元素の強制固溶を図る。すなわち、この加
熱保持によりＣｕ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｓｉ等は固溶され、一
方、遷移金属のＺｒ。 Ｃｒ、Ｍｎ等はＡＱとの金属間化合物（ＺｒＡｆｌｉ、
Ｃｒ、Ｍｇ、ＡＱｌ、、ＭｎＡＱ、等）を析出する。加
熱保持時間は０．５〜２０時間でよいが、加熱保持温度
が高いほど、短時間でよい。急速加熱、急速冷却が可能
な連続焼鈍炉により行う場合には４００〜５５０℃の温
度で１０秒〜１０分間行なってもよい。 加熱保持を２段階で行う場合は、先ず、３００〜５５０
℃の温度で０．５〜１０時間の第１回の加熱保持を行い
、続いて第２回の加熱保持温度まで冷却し、３００〜４
５０℃の温度で０．５〜５０時間の第２回の加熱保持を
行い、３０℃／ｈｒ以上の冷却速度で冷却するのが望ま
しい、この加熱保持の温度が高いほど短時間でよい。こ
のような２回の加熱保持において、第１回の加熱保持に
より析出している溶質元素はその大部分が固溶され、続
く第２回の加熱保持によって遷移元素のＺｒ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ等とＡｌとの金属間化合物（ＭｎＡＱ、、Ｃｒ、 Ｍ
ｇ３ Ａ Ｑ １＠等）が析出する。この２段階の加
熱保持は、加熱保持を１回行った場合に比較して、遷移
元素の析出形態が微細なこと及び若干のＣｕ、Ｍｇ、Ｚ
ｎ、Ｓｉ等とＡＱとの高温時効析出物が形成されるため
、加熱保持後の冷却速度も３０℃／ｈｒ以上でよく、製
造がより容易となり、かつ、冷間加工中に生成される転
位の密度がより高くなり、更に微細な結晶粒が生成され
、超塑性伸びの大きい材料が得られる。 加熱保持後の冷却速度は、３０℃／ｈｒ未満では微細粒
が得られにくくなるので、３０℃／ｈｒ以上とする。 冷却後、少なくとも５０％以上の冷間圧延を行う、５０
％未満の加工率では十分微細な結晶粒が得られない。 次いで、冷間圧延後、３００℃／ｈｒ以上の加熱速度で
４５０〜５５０℃以上の温度域でＬｏｇｉｎ〜ｌｈｒ保
持する。３００℃／ｈｒ未満の加熱速度では大きい再結
晶核発生頻度が得られず、微細粒が発生しない、４５０
℃未満の温度及びＬｏｇｉｎ未満では再結晶が十分に完
了しない。また５５０℃以上の高温ではバーニング等の
恐れがある。 このようにして、熱処理された材料中には微細結晶核を
起点とし新しい結晶粒が順次形成される。 したがって、微細結晶核が高密度はど結晶粒が微細にな
り、超塑性伸びが大きくなる。 しかし、超塑性加工後に熱処理（溶体化処理。 時効処理）を施すと、前述のように耐力が低い。 このため、本発明では、最後に、４％以上の冷間加工を
付与する。冷間加工の量が４％未満では。 十分な転位が導入されないので、超塑性加工中のＳ’
、Ｔ□相等の析出が期待されない。冷間加工量に上限は
ないが、１０％以下が望ましい。なお。 この冷間加工は冷間圧延、ストレッチ等のいずれの手段
でもよい。 このようにして製造されたアルミニウム合金材は、Ｑ、
５Ｔｍ（’ｒ＋：融点）以上の温度（４００℃以上）で
超塑性加工されると、結晶粒界すベリと粒界拡散による
原子の移動とにより、巨大な伸びが発現する。 しかも、所定の伸びが得られた材料には、粒内に十分な
転位とサブ組織が存在し、これらが所定の溶体化処理後
にもＭｎ Ａ Ｑ ｓ 、 Ｃｒ２ Ｍｇ３ Ａ Ｑ
１ｍ、７、ｒＡＱ、等により保持され、時効中にθ’
−ＣｕＡｆｌｚ、Ｓ’−ＣｕＭｇＡｆｉ、、Ｔ、−Ｃｕ
ＭｇＡＱ ２の析出サイトを提供するので、従来材より
も高強度を有する材料が得られる。 次に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第３表に示す化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊を
大気中又はＡｒガス雰囲気中で作製し、４８０℃の温度
で１２時間の均質化熱処理を施した後、４５０〜５５０
℃の温度で熱間圧延を行って４．２〜６．３■厚の板と
した。 次いで、第４表に示す製造工程（加熱保持焼鈍。 冷間圧延）により２．５鵬鳳厚の板を作製した後、所定
の熱処理と冷間加工（ストレッチ）を施した。 得られた材料について、４７５〜５２０℃の温度で歪速
度Ｉ Ｘ １０−”／ｓｅｃで約２００％の超塑性変形
を行い、溶体化処理及び時効処理を施して、機械的性質
を調査した。その結果を第４表に併記する。 第４表より明らかなように、本発明例はいずれも、超塑
性加工後の耐力が４０ ｋｇｆ／ ｍｍ”以上の高強度
を示している。 一方、最後に４％以上の冷間加工を行わない場合（Ｎｎ
５〜Ｎα７）、或いはこの冷間加工を行った場合でも、
４％未満の冷間加工の場合（ＮＱ９）や、加熱保持後の
冷間圧延が５０％未満であったり（Ｎｃｉ８）、熱処理
条件が本発明範囲外の場合（Ｎα１０〜Ｎａ１ｌ）には
、いずれも高い強度が得られない。
ウム合金の製造に導入して、超塑性加工後にサブ組織や
転位を十分に含むようにすれば。 より大きい強度が得られることが期待されるとの知見を
得たので、更に詳細に成分組成並びに製造条件について
実験研究を重ねた結果１本発明を完成したものである。 次に、本発明におけるアルミニウム合金の成分限定理由
について説明する。 Ｃｕ： Ｃｕは、０．５％未満では充分な強度が得られず、また
、７％を超えると伸びの低下が著しくなるので、Ｃｕ量
は０．５〜７％の範囲とする。 Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ： Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒは、Ｃｒ、Ｍｇ、Ａ Ｑ、、Ｃｕ、Ｍ
ｎ。 ＡＱ、□ＺｒＡＱ３等の金属間化合物粒子の形成のため
に適量を添加するが、それぞれ０．０５％未満では後述
するように微細な結晶粒が得られず、また、それぞれ０
．５％を超えて含有すると鋳造時に充分に固溶されず、
巨大金属間化合物が発生して充分な伸びが得られない、
したがって、 Ｃｒ、Ｍｎ及びＺｒはそれぞれ０．０５
〜０．５％のはんいで添加する。但し、これらは少なく
とも１種添加すれば足りる。 Ｌｉ、Ｍｇ、Ｖ、Ｔｉ： Ｌｉ、Ｍｇは強度上昇、Ｖ、Ｔｉは組織の微細化の効果
があるので、必要に応じて、それらのうちの少なくとも
１種を適量で添加することができるが、Ｌｉが４％を超
える場合、Ｍｇが２．５％を超える場合、■が０．５％
を超える場合、Ｔｉが０゜１５％を超える場合には、巨
大な金属間化合物の生成や伸びの低下を招くので望まし
くない。また、Ｌｉが０．５％未満の場合或いは■が０
．０５％未満の場合には上記の強度への寄与や組織微細
化の効果が小さいため望ましくない、したがって、Ｌｉ
量は０．５〜４％、 ＭｇＪｉは２．５％以下、Ｖ量は
０．０５〜０．５％、Ｔｉ量は０．１５％以下で添加す
る。 なお、不純物として含有されることがあるＦｅ、Ｓｉの
含有量がそれぞれ０．１５％を超えると不溶性の晶出物
が発生して伸びの低下が著しくなるので、極力抑制し、
それぞれ０．１５％以下とするのが望ましい。 次に、本発明の製造条件について説明する。 上記成分組成のアルミニウム合金鋳塊には、内部に不均
質に分布している主要元素の均質化及び熱間加工性を向
上させるため、３００〜５５０℃の温度において６〜４
８時間の均質化熱処理を施し、３００〜５５０℃の温度
で熱間加工を行って所定の板厚とする。これにより、粗
い鋳造組織は熱間ファイバー組織となると同時に組織内
にＺｎ、Ｍｇ、Ｃｕ等の析出物及びＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、
Ｖ、Ｔｊ等の遷移元素の一部が部分析出する。 この熱間加工後、３００〜５５０℃の温度において１段
階或いは２段階の加熱保持を行い、少なくとも３０℃／
ｈｒ以上、好ましくはｉｏｏ℃／ｈｒ以上の冷却速度で
冷却して固溶元素の強制固溶を図る。すなわち、この加
熱保持によりＣｕ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｓｉ等は固溶され、一
方、遷移金属のＺｒ。 Ｃｒ、Ｍｎ等はＡＱとの金属間化合物（ＺｒＡｆｌｉ、
Ｃｒ、Ｍｇ、ＡＱｌ、、ＭｎＡＱ、等）を析出する。加
熱保持時間は０．５〜２０時間でよいが、加熱保持温度
が高いほど、短時間でよい。急速加熱、急速冷却が可能
な連続焼鈍炉により行う場合には４００〜５５０℃の温
度で１０秒〜１０分間行なってもよい。 加熱保持を２段階で行う場合は、先ず、３００〜５５０
℃の温度で０．５〜１０時間の第１回の加熱保持を行い
、続いて第２回の加熱保持温度まで冷却し、３００〜４
５０℃の温度で０．５〜５０時間の第２回の加熱保持を
行い、３０℃／ｈｒ以上の冷却速度で冷却するのが望ま
しい、この加熱保持の温度が高いほど短時間でよい。こ
のような２回の加熱保持において、第１回の加熱保持に
より析出している溶質元素はその大部分が固溶され、続
く第２回の加熱保持によって遷移元素のＺｒ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ等とＡｌとの金属間化合物（ＭｎＡＱ、、Ｃｒ、 Ｍ
ｇ３ Ａ Ｑ １＠等）が析出する。この２段階の加
熱保持は、加熱保持を１回行った場合に比較して、遷移
元素の析出形態が微細なこと及び若干のＣｕ、Ｍｇ、Ｚ
ｎ、Ｓｉ等とＡＱとの高温時効析出物が形成されるため
、加熱保持後の冷却速度も３０℃／ｈｒ以上でよく、製
造がより容易となり、かつ、冷間加工中に生成される転
位の密度がより高くなり、更に微細な結晶粒が生成され
、超塑性伸びの大きい材料が得られる。 加熱保持後の冷却速度は、３０℃／ｈｒ未満では微細粒
が得られにくくなるので、３０℃／ｈｒ以上とする。 冷却後、少なくとも５０％以上の冷間圧延を行う、５０
％未満の加工率では十分微細な結晶粒が得られない。 次いで、冷間圧延後、３００℃／ｈｒ以上の加熱速度で
４５０〜５５０℃以上の温度域でＬｏｇｉｎ〜ｌｈｒ保
持する。３００℃／ｈｒ未満の加熱速度では大きい再結
晶核発生頻度が得られず、微細粒が発生しない、４５０
℃未満の温度及びＬｏｇｉｎ未満では再結晶が十分に完
了しない。また５５０℃以上の高温ではバーニング等の
恐れがある。 このようにして、熱処理された材料中には微細結晶核を
起点とし新しい結晶粒が順次形成される。 したがって、微細結晶核が高密度はど結晶粒が微細にな
り、超塑性伸びが大きくなる。 しかし、超塑性加工後に熱処理（溶体化処理。 時効処理）を施すと、前述のように耐力が低い。 このため、本発明では、最後に、４％以上の冷間加工を
付与する。冷間加工の量が４％未満では。 十分な転位が導入されないので、超塑性加工中のＳ’
、Ｔ□相等の析出が期待されない。冷間加工量に上限は
ないが、１０％以下が望ましい。なお。 この冷間加工は冷間圧延、ストレッチ等のいずれの手段
でもよい。 このようにして製造されたアルミニウム合金材は、Ｑ、
５Ｔｍ（’ｒ＋：融点）以上の温度（４００℃以上）で
超塑性加工されると、結晶粒界すベリと粒界拡散による
原子の移動とにより、巨大な伸びが発現する。 しかも、所定の伸びが得られた材料には、粒内に十分な
転位とサブ組織が存在し、これらが所定の溶体化処理後
にもＭｎ Ａ Ｑ ｓ 、 Ｃｒ２ Ｍｇ３ Ａ Ｑ
１ｍ、７、ｒＡＱ、等により保持され、時効中にθ’
−ＣｕＡｆｌｚ、Ｓ’−ＣｕＭｇＡｆｉ、、Ｔ、−Ｃｕ
ＭｇＡＱ ２の析出サイトを提供するので、従来材より
も高強度を有する材料が得られる。 次に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第３表に示す化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊を
大気中又はＡｒガス雰囲気中で作製し、４８０℃の温度
で１２時間の均質化熱処理を施した後、４５０〜５５０
℃の温度で熱間圧延を行って４．２〜６．３■厚の板と
した。 次いで、第４表に示す製造工程（加熱保持焼鈍。 冷間圧延）により２．５鵬鳳厚の板を作製した後、所定
の熱処理と冷間加工（ストレッチ）を施した。 得られた材料について、４７５〜５２０℃の温度で歪速
度Ｉ Ｘ １０−”／ｓｅｃで約２００％の超塑性変形
を行い、溶体化処理及び時効処理を施して、機械的性質
を調査した。その結果を第４表に併記する。 第４表より明らかなように、本発明例はいずれも、超塑
性加工後の耐力が４０ ｋｇｆ／ ｍｍ”以上の高強度
を示している。 一方、最後に４％以上の冷間加工を行わない場合（Ｎｎ
５〜Ｎα７）、或いはこの冷間加工を行った場合でも、
４％未満の冷間加工の場合（ＮＱ９）や、加熱保持後の
冷間圧延が５０％未満であったり（Ｎｃｉ８）、熱処理
条件が本発明範囲外の場合（Ｎα１０〜Ｎａ１ｌ）には
、いずれも高い強度が得られない。
（発明の効果）
以上詳述したように、従来のＡ Ｑ −Ｃｕ −（Ｍｇ
）合金系、Ａ Ｑ −Ｃｕ −Ｌｉ −（Ｍｇ）系合金
の製造法では超塑性が得られても強度が低いのに対し１
本発明は、特定の製造条件により、特に４％以上の冷間
加工（ストレッチ）を施すので、超塑性加工後の材料の
強度を顕著に改善できる。
）合金系、Ａ Ｑ −Ｃｕ −Ｌｉ −（Ｍｇ）系合金
の製造法では超塑性が得られても強度が低いのに対し１
本発明は、特定の製造条件により、特に４％以上の冷間
加工（ストレッチ）を施すので、超塑性加工後の材料の
強度を顕著に改善できる。
第１図はＡＡ２５１９合金材における冷間加工量（スト
レッチ量）と熱処理後の機械的性質との関係を示す図で
ある。
レッチ量）と熱処理後の機械的性質との関係を示す図で
ある。
Claims (1)
- 重量％で（以下、同じ）、Ｃｕ：０．５〜７％を含有
し、更にＣｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜
０．５％及びＺｒ：０．０５〜０．５％のうちの１種又
は２種以上を必須元素として含有し、必要に応じて、Ｌ
ｉ：０．５〜４％、Ｍｇ：２．５％以下、Ｖ：０．０５
〜０．５％及びＴｉ：０．１５％以下のうちの１種又は
２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不純物からなるアル
ミニウム合金鋳塊に、３００〜５５０℃の温度で６〜４
８時間の均質化熱処理を施し、３００〜５５０℃の温度
で熱間圧延を行った後、３００〜５５０℃の温度におい
て１段階或いは２段階の加熱保持を行い、３０℃／ｈｒ
以上の冷却速度で冷却してから、少なくとも５０％以上
の冷間加工を行った後、３００℃／ｈｒ以上の加熱速度
で４５０〜５５０℃の温度域に１０ｍｉｎ〜１ｈｒ保持
し、４％以上の冷間加工を行うことを特徴とする高強度
を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1321651A JPH03183750A (ja) | 1989-12-12 | 1989-12-12 | 高強度を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1321651A JPH03183750A (ja) | 1989-12-12 | 1989-12-12 | 高強度を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03183750A true JPH03183750A (ja) | 1991-08-09 |
Family
ID=18134882
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1321651A Pending JPH03183750A (ja) | 1989-12-12 | 1989-12-12 | 高強度を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03183750A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05212562A (ja) * | 1992-01-31 | 1993-08-24 | Sky Alum Co Ltd | ロールボンドパネルおよびその製造方法 |
| DE102011014590A1 (de) * | 2011-01-27 | 2012-08-02 | Volkswagen Aktiengesellschaft | Verfahren zur Herstellung einer Aluminiumlegierung, eine Aluminiumlegierung sowie Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumgussbauteils und ein Aluminiumgussbauteil |
| WO2014159324A1 (en) * | 2013-03-14 | 2014-10-02 | Alcoa Inc. | Improved aluminum-magnesium-lithium alloys, and methods for producing the same |
| JP2020066785A (ja) * | 2018-10-26 | 2020-04-30 | 日本軽金属株式会社 | インペラ用押出材及びその製造方法 |
-
1989
- 1989-12-12 JP JP1321651A patent/JPH03183750A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05212562A (ja) * | 1992-01-31 | 1993-08-24 | Sky Alum Co Ltd | ロールボンドパネルおよびその製造方法 |
| DE102011014590A1 (de) * | 2011-01-27 | 2012-08-02 | Volkswagen Aktiengesellschaft | Verfahren zur Herstellung einer Aluminiumlegierung, eine Aluminiumlegierung sowie Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumgussbauteils und ein Aluminiumgussbauteil |
| DE102011014590A8 (de) * | 2011-01-27 | 2013-01-17 | Volkswagen Aktiengesellschaft | Verfahren zur Herstellung einer Aluminiumlegierung, eine Aluminiumlegierung sowie Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumgussbauteils und ein Aluminiumgussbauteil |
| WO2014159324A1 (en) * | 2013-03-14 | 2014-10-02 | Alcoa Inc. | Improved aluminum-magnesium-lithium alloys, and methods for producing the same |
| JP2020066785A (ja) * | 2018-10-26 | 2020-04-30 | 日本軽金属株式会社 | インペラ用押出材及びその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH07145441A (ja) | 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| NO851267L (no) | Aluminiumbasert knalegeringsprodukt og fremgangsmaate til fremstilling derav | |
| JPS63501883A (ja) | アルミニウム−リチウム合金及びこれを製造する方法 | |
| EP0325937B1 (en) | Aluminum-lithium alloys | |
| JPS623226B2 (ja) | ||
| JPH03183750A (ja) | 高強度を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPS6149796A (ja) | 拡散接合用超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPH07116567B2 (ja) | Ａ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 | |
| JPS60251260A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| CN113755769A (zh) | 一种高强高韧铝基复合材料及热处理方法 | |
| JPS6058298B2 (ja) | 均一な成形性を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金材の製造法 | |
| JPS60238460A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPH02274850A (ja) | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 | |
| JPH02104642A (ja) | 超塑性加工用アルミニウム合金板材の製造方法 | |
| JPH0259859B2 (ja) | ||
| JPS6286150A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPS62170462A (ja) | 超塑性アルミニウム合金材の製造方法 | |
| JPH02290952A (ja) | 構造用Ａｌ―Ｃｕ―Ｍｇ―Ｌｉ系アルミニウム合金材料の製造方法 | |
| JPH02166251A (ja) | 延性に優れたアルミニウム合金およびその製造法 | |
| JPH0570910A (ja) | 溶接構造用アルミニウム合金軟質材の製造方法 | |
| JPS6157384B2 (ja) | ||
| CN118345287A (zh) | 一种抗氢脆的高强塑性铝合金及其制备方法 | |
| JPS6086248A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPS6318042A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPS63206457A (ja) | α＋β型チタン合金の加工熱処理方法 |