JPH07116568B2 - 異方性の少ないＡ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 - Google Patents
異方性の少ないＡ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法Info
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- JPH07116568B2 JPH07116568B2 JP63087402A JP8740288A JPH07116568B2 JP H07116568 B2 JPH07116568 B2 JP H07116568B2 JP 63087402 A JP63087402 A JP 63087402A JP 8740288 A JP8740288 A JP 8740288A JP H07116568 B2 JPH07116568 B2 JP H07116568B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は超塑性変形が可能であるAl−Li系合金板を製造
する方法に関し、さらに詳しくは高温で変形速度が極め
て高いひずみ速度範囲で、異方性が少なく超塑性変形が
可能なAl−Cu−Li−Zr系超塑性アルミニウム合金板を、
圧延で製造する方法に関するものである。
する方法に関し、さらに詳しくは高温で変形速度が極め
て高いひずみ速度範囲で、異方性が少なく超塑性変形が
可能なAl−Cu−Li−Zr系超塑性アルミニウム合金板を、
圧延で製造する方法に関するものである。
［従来の技術］ 航空機用アルミニウム合金板は、機体の軽量化のため
に、Al−Cu−Mg系の2024合金板やAl−Zn−Mg−Cu系の70
75合金板から密度の低いAl−Li系合金板に移行しつつあ
る。
に、Al−Cu−Mg系の2024合金板やAl−Zn−Mg−Cu系の70
75合金板から密度の低いAl−Li系合金板に移行しつつあ
る。
また、成形加工技術の面も、従来のロールフォーミング
やプレス成形（板金加工）したものを組立て接合などを
行う方法から一体化加工が可能な超塑性成形が取り入れ
られている。
やプレス成形（板金加工）したものを組立て接合などを
行う方法から一体化加工が可能な超塑性成形が取り入れ
られている。
超塑性成形法は、複雑な形状の製品を一度で成形するこ
とができるため、部品の接合部が少なく、軽量化が可能
となり、また、組立て工数も少なく、製造コストの低減
をもたらす方法である。
とができるため、部品の接合部が少なく、軽量化が可能
となり、また、組立て工数も少なく、製造コストの低減
をもたらす方法である。
このため超塑性変形が可能なAl−Li系合金材料が要求さ
れている。
れている。
従来、Al−Li系合金としては、Al−Li−Cu−Mg−Zr系の
8090合金とAl−Cu−Li−Zr系の2090合金が、国際的に登
録されている。このうちAl−Li−Cu−Mg−Zr系合金の超
塑性変形を得るために、均質化処理温度、熱間加工温
度、中間焼鈍温度および冷間加工度を規制する方法が提
案されている。（特開昭62−170462） しかし、Al−Cu−Li−Zr系合金の超塑性変形が得られる
材料がなく、このような材料の開発が強く要望されてい
た。
8090合金とAl−Cu−Li−Zr系の2090合金が、国際的に登
録されている。このうちAl−Li−Cu−Mg−Zr系合金の超
塑性変形を得るために、均質化処理温度、熱間加工温
度、中間焼鈍温度および冷間加工度を規制する方法が提
案されている。（特開昭62−170462） しかし、Al−Cu−Li−Zr系合金の超塑性変形が得られる
材料がなく、このような材料の開発が強く要望されてい
た。
［発明が解決しようとする課題］ 前述したように超塑性材料を製造するためには、種々の
加工が施されるが、このときの冷間圧延の加工度が高い
と、圧延方向によって伸びが異なり、超塑性変形加工し
たとき圧延方向に対して直角方向の伸びが低いという欠
点がある。また、冷間加工度を高くする必要のある場合
1.5mm以上の厚板の超塑性材料が製造できなかった。本
発明は、変形速度が極めて高い範囲で超塑性変形が得ら
れ、しかも圧延方向による伸びの異方性が少なく、また
1.5mm以上の厚さの板をAl−Cu−Li−Zr系合金材料で制
御した圧延で製造する方法を提供するものである。
加工が施されるが、このときの冷間圧延の加工度が高い
と、圧延方向によって伸びが異なり、超塑性変形加工し
たとき圧延方向に対して直角方向の伸びが低いという欠
点がある。また、冷間加工度を高くする必要のある場合
1.5mm以上の厚板の超塑性材料が製造できなかった。本
発明は、変形速度が極めて高い範囲で超塑性変形が得ら
れ、しかも圧延方向による伸びの異方性が少なく、また
1.5mm以上の厚さの板をAl−Cu−Li−Zr系合金材料で制
御した圧延で製造する方法を提供するものである。
［課題を解決するための手段］ 本発明による異方性の少ない超塑性アルミニウム合金板
の製造方法は、前記目的を達成するため、下記のとおり
に構成される。
の製造方法は、前記目的を達成するため、下記のとおり
に構成される。
（１）Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.20％、
Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純物か
らなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解し、鋳
造後、450〜540℃の温度において１〜50時間の均質化処
理と300〜450℃で１〜50時間の析出処理を行い、その後
300〜450℃の温度で圧延し、該圧延時に前記式で示す相
当ひずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整し、
圧延することを特徴とする異方性の少ないAl−Cu−Li−
Zr系超塑性板の製造方法。
Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純物か
らなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解し、鋳
造後、450〜540℃の温度において１〜50時間の均質化処
理と300〜450℃で１〜50時間の析出処理を行い、その後
300〜450℃の温度で圧延し、該圧延時に前記式で示す相
当ひずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整し、
圧延することを特徴とする異方性の少ないAl−Cu−Li−
Zr系超塑性板の製造方法。
（２）Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.20％、
Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純物か
らなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解し、鋳
造後、450〜540℃の温度において１〜50時間保持後、30
0〜450℃の温度まで冷却し、該温度範囲で１〜50時間の
析出処理後300〜450℃の温度範囲で冷却し、該温度範囲
で圧延し、該圧延時に前記式で示した相当ひずみ速度が
1.1〜8.4s-1以下となるように調整し、圧延することを
特徴とする異方性の少ないAl−Cu−Li−Zr系超塑性板の
製造方法。
Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純物か
らなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解し、鋳
造後、450〜540℃の温度において１〜50時間保持後、30
0〜450℃の温度まで冷却し、該温度範囲で１〜50時間の
析出処理後300〜450℃の温度範囲で冷却し、該温度範囲
で圧延し、該圧延時に前記式で示した相当ひずみ速度が
1.1〜8.4s-1以下となるように調整し、圧延することを
特徴とする異方性の少ないAl−Cu−Li−Zr系超塑性板の
製造方法。
（３）Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.20％、
Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純物か
らなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解し、鋳
造後、450〜540℃で１〜50時間の均質化処理を行い、そ
の後再度460℃以上に加熱し、溶体化処理した後、300〜
450℃の温度で圧延し、該圧延時に前記式で示す相当ひ
ずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整して圧延
し、その圧延の途中で300〜450℃で１〜50時間の析出処
理し、その後さらに300〜450℃で前記式で示した相当ひ
ずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整すること
を特徴とする異方性の少ないAl−Cu−Li−Zr系超塑性板
の製造方法。
Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不純物か
らなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解し、鋳
造後、450〜540℃で１〜50時間の均質化処理を行い、そ
の後再度460℃以上に加熱し、溶体化処理した後、300〜
450℃の温度で圧延し、該圧延時に前記式で示す相当ひ
ずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整して圧延
し、その圧延の途中で300〜450℃で１〜50時間の析出処
理し、その後さらに300〜450℃で前記式で示した相当ひ
ずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整すること
を特徴とする異方性の少ないAl−Cu−Li−Zr系超塑性板
の製造方法。
［作 用］ Al−Li系超塑性材料は、従来の7475合金系超塑性材料と
異なり、動的再結晶により微細再結晶粒を形成させ超塑
性変形する性質をもつために、高温まで安定な下部組織
を有する材料が得られるのである。
異なり、動的再結晶により微細再結晶粒を形成させ超塑
性変形する性質をもつために、高温まで安定な下部組織
を有する材料が得られるのである。
本発明はAl−Cu−Li−Zr系の熱間加工性を向上させて圧
延し、超塑性材料を得るための製造方法に関するもので
あり、以下成分を限定した理由について述べる。
延し、超塑性材料を得るための製造方法に関するもので
あり、以下成分を限定した理由について述べる。
Cu; 超塑性成形後の合金材の強度向上効果がある。この効果
は2.0％より少ないと得られず、3.0％より多いと、Cuの
効果の密度が高いために航空機などの軽量化に寄与する
ことができない。これらのためCuを2.0〜3.0％とした。
は2.0％より少ないと得られず、3.0％より多いと、Cuの
効果の密度が高いために航空機などの軽量化に寄与する
ことができない。これらのためCuを2.0〜3.0％とした。
Li; 同じく合金材の強度向上と軽量化に効果がある。この効
果は1.0％より少ないと得られず、3.0％より多いと鋳造
時にその偏析が激しく、均質化熱処理によっても容易に
固溶しないため、熱間加工が困難である。
果は1.0％より少ないと得られず、3.0％より多いと鋳造
時にその偏析が激しく、均質化熱処理によっても容易に
固溶しないため、熱間加工が困難である。
Zr; 合金材の再結晶を抑制する効果がある。0.05％より少な
いと最終焼鈍で再結晶が容易となり、下部組織を安定化
させることが困難となる。このため超塑性成形が得られ
にくい。また、0.20％を越えると通常の鋳造法では巨大
化合物を晶出しやすくなり、これにより素材に圧延欠陥
が生ずる。
いと最終焼鈍で再結晶が容易となり、下部組織を安定化
させることが困難となる。このため超塑性成形が得られ
にくい。また、0.20％を越えると通常の鋳造法では巨大
化合物を晶出しやすくなり、これにより素材に圧延欠陥
が生ずる。
Ti; 素材合金に鋳造組織の微細化を与える効果がある。この
効果は0.01％より少ないと得られず、0.10％より多いと
巨大化合物が晶出しやすくなる。
効果は0.01％より少ないと得られず、0.10％より多いと
巨大化合物が晶出しやすくなる。
次に製造条件について述べる。
均質化処理； 均質化処理はCu、Liなどの溶質原子の粒界偏析を少なく
し、成分を均一化する効果がある。450℃未満ではその
効果が少なく、540℃を越えるとZrなどの再結晶抑制元
素が安定相として析出し、それらの元素のもつ効果が少
なくなる。また、１時間未満では成分均一化の効果が少
なく、50時間を越えるとその効果が飽和するため、経済
的な点で意味がない。420℃程度で一旦ステップ加熱す
ると良い。
し、成分を均一化する効果がある。450℃未満ではその
効果が少なく、540℃を越えるとZrなどの再結晶抑制元
素が安定相として析出し、それらの元素のもつ効果が少
なくなる。また、１時間未満では成分均一化の効果が少
なく、50時間を越えるとその効果が飽和するため、経済
的な点で意味がない。420℃程度で一旦ステップ加熱す
ると良い。
圧延温度； 圧延温度が300〜450℃であるのはこの温度域がこのAl−
Cu−Li系合金の第２相（T1＜Al2LiCu＞、T2＜Al6Li3Cu
＞相）の析出温度であり、この温度範囲で圧延すると安
定な下部組織が形成される。
Cu−Li系合金の第２相（T1＜Al2LiCu＞、T2＜Al6Li3Cu
＞相）の析出温度であり、この温度範囲で圧延すると安
定な下部組織が形成される。
析出処理； 300〜450℃の１〜50時間の析出処理を300〜450℃での温
度での圧延の前あるいは圧延の途中に行うと、第２相が
均一に析出し、この第２相近傍で多重すべりが生じて、
安定な下部組織が形成されやすい。また、粒内に均一に
析出するために粒内変形が容易になり、熱間圧延割れを
生じることが少ない。この熱間圧延割れは主に粒界割れ
で、鋳塊均質化熱処理後、粒界析出した析出物を再固溶
させた後、圧延しても圧延割れは防止できる。この圧延
後さらに300〜450℃で１〜50時間の析出処理をする。析
出処理後再度熱間圧延をする。
度での圧延の前あるいは圧延の途中に行うと、第２相が
均一に析出し、この第２相近傍で多重すべりが生じて、
安定な下部組織が形成されやすい。また、粒内に均一に
析出するために粒内変形が容易になり、熱間圧延割れを
生じることが少ない。この熱間圧延割れは主に粒界割れ
で、鋳塊均質化熱処理後、粒界析出した析出物を再固溶
させた後、圧延しても圧延割れは防止できる。この圧延
後さらに300〜450℃で１〜50時間の析出処理をする。析
出処理後再度熱間圧延をする。
圧延ひずみ速度； 上記圧延において安定な下部組織を形成するためには、
温間加工時の加工のひずみ速度が重要で、圧延速度が早
いとひずみ速度が大きくなり、転位が集積して圧延割れ
が生じ易くなる。また、ひずみ速度が遅いと析出物が凝
集化し過ぎて、転位の回復が早くなり、安定な下部組織
が形成されにくい。また、生産性が悪いなどの問題があ
る。適正な圧延速度は相当ひずみ速度に換算して、1.1
〜8.4s-1 ［実施例］ Al−2.8％Cu−2.3％Li−0.11％Zr−0.04％Tiアルミニウ
ム合金を、アルゴンガス雰囲気中で溶解・鋳造した鋳
塊、均質化処理後、圧延温度と圧延速度（圧延ひずみ速
度に相当する）を変えて板材を製作した。なお、圧延は
１〜３パス毎に圧延開始温度に再加熱して圧延した。得
られた圧延板材の圧延方向及び圧延直角方向から引張試
験片を採取し、500℃において初期ひずみ速度5.6×10-3
s-1の高速で引張試験を行い、超塑性の評価を行い、圧
延方向の伸びが500％以上を本発明とした。また、超塑
性の異方性の評価は、前記圧延方向の伸びの圧延直角方
向の伸びに対する比が２以下を本発明とした。
温間加工時の加工のひずみ速度が重要で、圧延速度が早
いとひずみ速度が大きくなり、転位が集積して圧延割れ
が生じ易くなる。また、ひずみ速度が遅いと析出物が凝
集化し過ぎて、転位の回復が早くなり、安定な下部組織
が形成されにくい。また、生産性が悪いなどの問題があ
る。適正な圧延速度は相当ひずみ速度に換算して、1.1
〜8.4s-1 ［実施例］ Al−2.8％Cu−2.3％Li−0.11％Zr−0.04％Tiアルミニウ
ム合金を、アルゴンガス雰囲気中で溶解・鋳造した鋳
塊、均質化処理後、圧延温度と圧延速度（圧延ひずみ速
度に相当する）を変えて板材を製作した。なお、圧延は
１〜３パス毎に圧延開始温度に再加熱して圧延した。得
られた圧延板材の圧延方向及び圧延直角方向から引張試
験片を採取し、500℃において初期ひずみ速度5.6×10-3
s-1の高速で引張試験を行い、超塑性の評価を行い、圧
延方向の伸びが500％以上を本発明とした。また、超塑
性の異方性の評価は、前記圧延方向の伸びの圧延直角方
向の伸びに対する比が２以下を本発明とした。
発明例の１は、520℃で24時間保持する鋳塊の均質化処
理後、400℃×10時間の析出処理を行い、400℃から300
℃の温度範囲で圧延ひずみ速度8.4s-1で圧延を行ったも
ので、500℃における高速引張試験で990％の高い伸びと
異方性が1.50と低く、良好である。
理後、400℃×10時間の析出処理を行い、400℃から300
℃の温度範囲で圧延ひずみ速度8.4s-1で圧延を行ったも
ので、500℃における高速引張試験で990％の高い伸びと
異方性が1.50と低く、良好である。
No.2は、同様に520℃で24時間保持する鋳塊の均質化処
理後、350℃×40時間の析出処理を行い、350℃から300
℃の温度範囲で圧延ひずみ速度1.1s-1で圧延を行ったも
ので、500℃における高速引張試験で810％の高い伸びと
異方性が1.47と低く、良好である。
理後、350℃×40時間の析出処理を行い、350℃から300
℃の温度範囲で圧延ひずみ速度1.1s-1で圧延を行ったも
ので、500℃における高速引張試験で810％の高い伸びと
異方性が1.47と低く、良好である。
No.3は、520℃で24時間保持する鋳塊の均質化処理の
後、その冷却の過程で400℃に達したときから400℃で30
時間保持し、析出処理した後、400℃から300℃の温度範
囲で圧延ひずみ速度2.2s-1で圧延を行ったもので、500
℃における高速引張試験で880％の高い伸びと異方性が
1.47と低く、良好である。
後、その冷却の過程で400℃に達したときから400℃で30
時間保持し、析出処理した後、400℃から300℃の温度範
囲で圧延ひずみ速度2.2s-1で圧延を行ったもので、500
℃における高速引張試験で880％の高い伸びと異方性が
1.47と低く、良好である。
No.4は、520℃で24時間保持する鋳塊の均質化処理の
後、再び520℃に加熱１時間保持する溶体化処理を行っ
た後、450℃に冷却した時点で450℃から400℃の温度範
囲で圧延ひずみ速度2.2s-1で圧延を行い、400℃になっ
た時点で400℃で10時間保持する析出処理を行い、さら
に400℃から300℃の温度範囲で圧延ひずみ速度2.2s-1で
再び圧延を行ったもので、500℃における高速引張試験
で580％の高い伸びと異方性が1.61と低く、良好であ
る。
後、再び520℃に加熱１時間保持する溶体化処理を行っ
た後、450℃に冷却した時点で450℃から400℃の温度範
囲で圧延ひずみ速度2.2s-1で圧延を行い、400℃になっ
た時点で400℃で10時間保持する析出処理を行い、さら
に400℃から300℃の温度範囲で圧延ひずみ速度2.2s-1で
再び圧延を行ったもので、500℃における高速引張試験
で580％の高い伸びと異方性が1.61と低く、良好であ
る。
これに対し比較例のNo.5,6は、いずれも鋳塊の均質化処
理後、析出処理を行うことなく、400℃から300℃の温度
範囲で圧延ひずみ速度2.2s-1で圧延を行ったもので、50
0℃における高速引張試験で450％、460％と低く、本発
明の目的とする超塑性を得られるものではない。
理後、析出処理を行うことなく、400℃から300℃の温度
範囲で圧延ひずみ速度2.2s-1で圧延を行ったもので、50
0℃における高速引張試験で450％、460％と低く、本発
明の目的とする超塑性を得られるものではない。
No.7は、550℃の高温で均質化処理を行い、析出処理も
していないものであるので、500℃における高速引張試
験で350％と低く、また、異方性も2.05と高く、本発明
の目的とする超塑性及び異方性の少ないという材料を得
られるものではない。
していないものであるので、500℃における高速引張試
験で350％と低く、また、異方性も2.05と高く、本発明
の目的とする超塑性及び異方性の少ないという材料を得
られるものではない。
No.8は、均質化処理をすることなく、400℃から300℃の
温度範囲で圧延ひずみ速度2.2s-1の高速で圧延したた
め、圧延板材に鰐口割れが発生し、試験を中止した。
温度範囲で圧延ひずみ速度2.2s-1の高速で圧延したた
め、圧延板材に鰐口割れが発生し、試験を中止した。
No.9,10は、鋳塊の均質化処理後、析出処理を行うこと
なく、また熱間圧延温度が高く又は低くはずれ、500℃
における高速引張試験で200または280％と低く、本発明
の目的とする超塑性という材料を得られるものではな
い。
なく、また熱間圧延温度が高く又は低くはずれ、500℃
における高速引張試験で200または280％と低く、本発明
の目的とする超塑性という材料を得られるものではな
い。
No.11は、熱間圧延のひずみ速度が14.2s-1と高く、圧延
加工が困難で、圧延板材に鰐口割れが発生し、試験を中
止した。
加工が困難で、圧延板材に鰐口割れが発生し、試験を中
止した。
［発明の効果］ 本発明の製造方法によれば、以下のような効果が得られ
る。
る。
（１）本発明の方法により製造されたAl−Cu−Li−Zr合
金板は、非再結晶組織を有しているので、この組織状態
から変形速度を従来の超塑性アルミニウム合金板（例え
ば7475合金など）よりも１桁大きくして、超塑性変形を
させることができる。
金板は、非再結晶組織を有しているので、この組織状態
から変形速度を従来の超塑性アルミニウム合金板（例え
ば7475合金など）よりも１桁大きくして、超塑性変形を
させることができる。
（２）本発明によれば制御圧延あるいは更に、急速加熱
による最終焼鈍を行うことで、鋳造時の組織をこわすと
ともに、鋳造時の粒界不純物を粒界から除去することが
できる。これによって、合金材の超塑性特性を向上させ
ることができ、航空機や車輌および自動車などの複雑な
形状の部品を容易に製造することができる。
による最終焼鈍を行うことで、鋳造時の組織をこわすと
ともに、鋳造時の粒界不純物を粒界から除去することが
できる。これによって、合金材の超塑性特性を向上させ
ることができ、航空機や車輌および自動車などの複雑な
形状の部品を容易に製造することができる。
Claims (3)
- 【請求項１】Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.
20％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不
純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
し、鋳造後、450〜540℃の温度において１〜50時間の均
質化処理と300〜450℃で１時間〜50時間の析出処理を行
い、その後300〜450℃の温度で圧延し、該圧延時に下式
に示す相当ひずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように
調整し、圧延することを特徴とする異方性の少ないAl−
Cu−Li−Zr系超塑性板の製造方法。 式 ただし、VR＝ロール周速度（m/s） Ｒ′＝偏平後のロール半径（ｍ） hO＝圧延前の板厚（ｍ） ｒ＝圧下率 - 【請求項２】Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.
20％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不
純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
し、鋳造後、450〜540℃の温度において１〜50時間保持
後、300〜450℃の温度まで冷却し、該温度範囲で１〜50
時間の析出処理後、300〜450℃の温度範囲まで冷却し、
該温度範囲で圧延し、該圧延時に下式に示した相当ひず
み速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整し、圧延す
ることを特徴とする異方性の少ないAl−Cu−Li−Zr系超
塑性板の製造方法。 式 ただし、VR＝ロール周速度（m/s） Ｒ′＝偏平後のロール半径（ｍ） hO＝圧延前の板厚（ｍ） ｒ＝圧下率 - 【請求項３】Cu2.0〜3.0％、Li1.0〜3.0％、Zr0.05〜0.
20％、Ti0.01〜0.10％を含有し、残部Alおよび不可避不
純物からなるアルミニウム合金を、通常の鋳造法で溶解
し、鋳造後、450〜540℃で１〜50時間の均質化処理を行
い、その後再度460℃以上に加熱し、溶体化処理した
後、300〜450℃の温度で圧延し、該圧延時に下式で示す
相当ひずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整し
て圧延し、その圧延の途中で300〜450℃で１〜50時間の
析出処理し、その後さらに300〜450℃で下式で示した相
当ひずみ速度が1.1〜8.4s-1以下となるように調整する
ことを特徴とする異方性の少ないAl−Cu−Li−Zr系超塑
性板の製造方法。 式 ただし、VR＝ロール周速度（m/s） Ｒ′＝偏平後のロール半径（ｍ） hO＝圧延前の板厚（ｍ） ｒ＝圧下率
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63087402A JPH07116568B2 (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 異方性の少ないＡ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63087402A JPH07116568B2 (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 異方性の少ないＡ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01259148A JPH01259148A (ja) | 1989-10-16 |
| JPH07116568B2 true JPH07116568B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=13913881
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63087402A Expired - Lifetime JPH07116568B2 (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 異方性の少ないＡ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07116568B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104498846B (zh) * | 2014-12-26 | 2017-11-28 | 西安交通大学 | 一种半固态金属坯料的制备方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6156269A (ja) * | 1984-07-20 | 1986-03-20 | Kobe Steel Ltd | 超塑性Ａｌ−Ｌｉ系合金の製造方法 |
| JPS627836A (ja) * | 1985-07-04 | 1987-01-14 | Showa Alum Corp | 微細結晶粒組織を有するアルミニウム合金の製造法 |
-
1988
- 1988-04-11 JP JP63087402A patent/JPH07116568B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01259148A (ja) | 1989-10-16 |
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