JPH0747801B2 - 超塑性加工用アルミニウム合金板材の製造方法 - Google Patents
超塑性加工用アルミニウム合金板材の製造方法Info
- Publication number
- JPH0747801B2 JPH0747801B2 JP25705088A JP25705088A JPH0747801B2 JP H0747801 B2 JPH0747801 B2 JP H0747801B2 JP 25705088 A JP25705088 A JP 25705088A JP 25705088 A JP25705088 A JP 25705088A JP H0747801 B2 JPH0747801 B2 JP H0747801B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- less
- heating
- rolling
- worked
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は超塑性加工が可能であるA1-Zn-Mg-Cu-Cr(-Zr)
系合金板材を製造する方法に関し、さらに詳しくは結晶
粒を微細にして超塑性加工性を付与せしめたアルミニウ
ム合金板材の製造方法に関するものである。
系合金板材を製造する方法に関し、さらに詳しくは結晶
粒を微細にして超塑性加工性を付与せしめたアルミニウ
ム合金板材の製造方法に関するものである。
［従来の技術］ アルミニウム合金板材から複雑な形状の製品を成形加工
によって仕上げるには、部分的な形状にロールフォーミ
ングやプレス成形（板金加工）し、これを複数個組立
て、接合などを行う方法や、一体化加工が可能な超塑性
成形が取入れられている。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
超塑性加工が可能なアルミニウム合金材料が要求されて
いる。
によって仕上げるには、部分的な形状にロールフォーミ
ングやプレス成形（板金加工）し、これを複数個組立
て、接合などを行う方法や、一体化加工が可能な超塑性
成形が取入れられている。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
超塑性加工が可能なアルミニウム合金材料が要求されて
いる。
従来、アルミニウム合金材料の組織を微細化すると、高
温で超塑性加工性が得られることが知られている。高力
アルミニウム合金の結晶粒微細化の方法としては、いろ
いろな方法が提案され実施されている。例えば、圧延板
を480℃で溶体化処理後、400℃で８時間の過時効水焼入
れ、0.75〜１μｍの化合物を析出させて220℃で温間圧
延し、冷却後480℃に急熱し、再結晶させて微細粒を得
る方法（特公昭61-6164）がある。また、圧延板を溶体
化処理温度まで加熱後、0.2℃／秒以下の冷却速度で冷
却後60％以上の冷間加工を与え、最終急熱再結晶処理で
微細粒を形成させる方法（特公昭61-57385）が提案され
ている。
温で超塑性加工性が得られることが知られている。高力
アルミニウム合金の結晶粒微細化の方法としては、いろ
いろな方法が提案され実施されている。例えば、圧延板
を480℃で溶体化処理後、400℃で８時間の過時効水焼入
れ、0.75〜１μｍの化合物を析出させて220℃で温間圧
延し、冷却後480℃に急熱し、再結晶させて微細粒を得
る方法（特公昭61-6164）がある。また、圧延板を溶体
化処理温度まで加熱後、0.2℃／秒以下の冷却速度で冷
却後60％以上の冷間加工を与え、最終急熱再結晶処理で
微細粒を形成させる方法（特公昭61-57385）が提案され
ている。
また、ZrをAl-Zn-Mg合金に固溶限以上添加し、窒素ガス
アトマイズ粉をオスプレイ法で堆積して厚板にし、以後
加工熱処理を施し、480℃、1h焼きなまししたものは微
細組織となり、520℃10-1s-1のオーダのひずみ速度で安
定した超塑性を示すといわれている。
アトマイズ粉をオスプレイ法で堆積して厚板にし、以後
加工熱処理を施し、480℃、1h焼きなまししたものは微
細組織となり、520℃10-1s-1のオーダのひずみ速度で安
定した超塑性を示すといわれている。
［発明が解決しようとする課題］ これらのいずれもが溶体化処理、過時効により生じたC
u、Zn、Mgなどの溶質原子から生じた析出粒子（約0.75
μｍ）が温間加工あるいは室温加工で導入される転位と
むすびついて、転位の移動や再配列を妨げる作用をし、
同時にそれが転位セルの形成、析出物上あるいは近傍で
の再結晶核の生成と成長を助けて微細化が達成られるい
われている。しかし、粒径を12μｍ以下にすることは難
しく、超塑性変形において対数ひずみで約1.2、約232％
以上の伸びでキャビティが著しく成長、合体、連結して
破断に至る過程をとり、超塑性変形品の強度面での信頼
性に問題を生ずる。
u、Zn、Mgなどの溶質原子から生じた析出粒子（約0.75
μｍ）が温間加工あるいは室温加工で導入される転位と
むすびついて、転位の移動や再配列を妨げる作用をし、
同時にそれが転位セルの形成、析出物上あるいは近傍で
の再結晶核の生成と成長を助けて微細化が達成られるい
われている。しかし、粒径を12μｍ以下にすることは難
しく、超塑性変形において対数ひずみで約1.2、約232％
以上の伸びでキャビティが著しく成長、合体、連結して
破断に至る過程をとり、超塑性変形品の強度面での信頼
性に問題を生ずる。
本発明の目的は、過時効後の焼入や温間圧延などを行う
必要がなく、結晶粒を微細にする方法を提供するにあ
る。
必要がなく、結晶粒を微細にする方法を提供するにあ
る。
［課題を解決するための手段］ 一方、本発明者らは、従来から主として面心立方晶金属
を対象に、液体窒素を用いて極低温加工を施すと被加工
材中の転位密度は室温加工の場合より多くなり、１μｍ
サイズの微細セル組織が形成されることを報告（例え
ば、Proc.20th Intern.M.T.D.R.Conf.（1979）,239）し
てきた。この微細セル組織から或程度の傾角をもつ微細
組織を得ることができれば、それが超塑性変形に有効に
作用するのではないかと考え、さらに検討を重ねた結果
本発明を完成するに至った。
を対象に、液体窒素を用いて極低温加工を施すと被加工
材中の転位密度は室温加工の場合より多くなり、１μｍ
サイズの微細セル組織が形成されることを報告（例え
ば、Proc.20th Intern.M.T.D.R.Conf.（1979）,239）し
てきた。この微細セル組織から或程度の傾角をもつ微細
組織を得ることができれば、それが超塑性変形に有効に
作用するのではないかと考え、さらに検討を重ねた結果
本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は、 Cr:0.05〜0.35％またはZr:0.05〜0.25％の１種または２
種を含有する析出硬化型アルミニウム合金を、常法にし
たがって熱間加工、温間加工あるいは冷間加工した後、
400〜450℃に加熱保持し、次いで、炉冷（0.2℃／秒以
下）し、−50℃以下の温度で70％以上の加工度で圧延
し、480℃以上に加熱速度１℃/sec以上で急熱し、再結
晶させることによって12μｍ以下の結晶粒組織を得る方
法を第１の発明とし、第２の発明は、Cr:0.05〜0.35％
またはZr:0.05〜0.25％の１種または２種を含有する析
出硬化型アルミニウム合金を、常法にしたがって熱間加
工、温間加工あるいは冷間加工した後、400〜450℃に加
熱保持し、次いで、炉冷（0.2℃／秒以下）し、−50℃
以下の温度で70％以上の加工度で圧延した後、100〜200
℃に加熱後、−50℃以下でスキンパス圧延し、480℃以
上に加熱速度１℃/sec以上で急熱し、再結晶させて12μ
ｍ以下の結晶粒組織を得る方法である。
種を含有する析出硬化型アルミニウム合金を、常法にし
たがって熱間加工、温間加工あるいは冷間加工した後、
400〜450℃に加熱保持し、次いで、炉冷（0.2℃／秒以
下）し、−50℃以下の温度で70％以上の加工度で圧延
し、480℃以上に加熱速度１℃/sec以上で急熱し、再結
晶させることによって12μｍ以下の結晶粒組織を得る方
法を第１の発明とし、第２の発明は、Cr:0.05〜0.35％
またはZr:0.05〜0.25％の１種または２種を含有する析
出硬化型アルミニウム合金を、常法にしたがって熱間加
工、温間加工あるいは冷間加工した後、400〜450℃に加
熱保持し、次いで、炉冷（0.2℃／秒以下）し、−50℃
以下の温度で70％以上の加工度で圧延した後、100〜200
℃に加熱後、−50℃以下でスキンパス圧延し、480℃以
上に加熱速度１℃/sec以上で急熱し、再結晶させて12μ
ｍ以下の結晶粒組織を得る方法である。
まず本発明に用いる析出硬化型アルミニウム合金はZn:
5.1〜8.1％、Mg:1.8〜3.4％、Cu:1.2〜2.6％、Ti:0.2％
以下含むものであり、それに上記の如くCr0.05〜0.35％
またはZr0.05〜0.25％の少なくとも一方を含むものであ
る。各成分組成の限定理由は下記のとおりである。
5.1〜8.1％、Mg:1.8〜3.4％、Cu:1.2〜2.6％、Ti:0.2％
以下含むものであり、それに上記の如くCr0.05〜0.35％
またはZr0.05〜0.25％の少なくとも一方を含むものであ
る。各成分組成の限定理由は下記のとおりである。
Zn:5.1％未満は焼戻しによって高い強度が得られず、8.
1％を越えると応力腐食割れを発生しやすくなる。
1％を越えると応力腐食割れを発生しやすくなる。
Mg:1.8％未満では焼戻しによって高い強度が得られず、
3.4％を越えると圧延加工性が悪く、また応力腐食割れ
を発生しやすくなる。
3.4％を越えると圧延加工性が悪く、また応力腐食割れ
を発生しやすくなる。
Cu:1.2％未満では焼戻しによって高い強度が得られず、
2.6％を越えると圧延加工性が悪く靱性が低下する。
2.6％を越えると圧延加工性が悪く靱性が低下する。
Ti:0.20％以下の添加は鋳造組織の微細化、鋳造時の鋳
塊割れの防止に有効であるが、0.20％を越えると巨大な
金属間化合物が晶出する。
塊割れの防止に有効であるが、0.20％を越えると巨大な
金属間化合物が晶出する。
Cr:0.05〜0.35％の添加で、結晶粒微細化の効果があ
り、かつ応力腐食割れの防止に有効である。0.05％未満
でこれらの効果がなく、0.35％を越えると巨大な金属間
化合物が晶出するので好ましくない。
り、かつ応力腐食割れの防止に有効である。0.05％未満
でこれらの効果がなく、0.35％を越えると巨大な金属間
化合物が晶出するので好ましくない。
Zr:0.05〜0.25％の添加で、結晶粒微細化の効果があ
り、かつ応力腐食割れの防止に有効である。0.05％未満
の場合にはこれらの効果がなく、0.25％を越えると巨大
な金属間化合物が晶出するので好ましくない。
り、かつ応力腐食割れの防止に有効である。0.05％未満
の場合にはこれらの効果がなく、0.25％を越えると巨大
な金属間化合物が晶出するので好ましくない。
また、本発明における極低温圧延、急熱再結晶処理およ
び短時間加熱処理＋スキンパス圧延による作用は以下の
とおりである。
び短時間加熱処理＋スキンパス圧延による作用は以下の
とおりである。
極低温圧延： 極低温圧延は加工歪を与えることで、再結晶を容易にす
る。加工度が70％未満では12μｍより大きい結晶粒径と
なる。本系合金の場合、再結晶粒の大きさは加工度が大
きいほど細かくなる。これは加工度が大きいほど強加工
を受ける領域が多くなり、また同時に転位密度も増すた
め、溶質原子はより多くの転位上に析出しやすくなり、
転位の運動が妨げられ、したがって結晶成長も抑えら
れ、再結晶粒は小さくなる。
る。加工度が70％未満では12μｍより大きい結晶粒径と
なる。本系合金の場合、再結晶粒の大きさは加工度が大
きいほど細かくなる。これは加工度が大きいほど強加工
を受ける領域が多くなり、また同時に転位密度も増すた
め、溶質原子はより多くの転位上に析出しやすくなり、
転位の運動が妨げられ、したがって結晶成長も抑えら
れ、再結晶粒は小さくなる。
極低温圧延後の急熱再結晶処理： 極低温圧延後再結晶させるために480℃以上に加熱す
る。480℃未満では再結晶しにくく、また転位上に析出
した溶質原子が凝集して化合物を形成しやすくなる。そ
れは溶質原子による転位の固着作用が少なくなるため
に、転位が動きやすくなり、再結晶粒も大きくなるため
と考えられる。480℃以上になると、加熱速度が速い場
合、溶質原子が凝集する前に再結晶が進行していくもの
と考えられる。もちろん、溶体化処理温度以上になれば
溶質原子は固溶する。さらに530℃を越えると合金が溶
けるために再結晶は480〜530℃で実施することが必要で
ある。
る。480℃未満では再結晶しにくく、また転位上に析出
した溶質原子が凝集して化合物を形成しやすくなる。そ
れは溶質原子による転位の固着作用が少なくなるため
に、転位が動きやすくなり、再結晶粒も大きくなるため
と考えられる。480℃以上になると、加熱速度が速い場
合、溶質原子が凝集する前に再結晶が進行していくもの
と考えられる。もちろん、溶体化処理温度以上になれば
溶質原子は固溶する。さらに530℃を越えると合金が溶
けるために再結晶は480〜530℃で実施することが必要で
ある。
その際の加熱速度は１℃/secより遅い場合には、結晶粒
粗大化領域の480℃近傍をゆっくり通過するために結晶
粒が12μｍ以上となるが、加熱速度が１℃/sec以上で速
ければ速いほど結晶粒は微細になる。
粗大化領域の480℃近傍をゆっくり通過するために結晶
粒が12μｍ以上となるが、加熱速度が１℃/sec以上で速
ければ速いほど結晶粒は微細になる。
短時間加熱処理＋スキンパス圧延： 極低温圧延後、100〜200℃、望ましくは150℃で短時間
の熱処理を行うことにより、微細なセル組織が形成さ
れ、その後さらにスキンパス圧延で転位を導入して、急
速再結晶させると10μｍ程度の再結晶粒と２〜４μｍの
微細再結晶粒の混粒組織となる。このような混粒組織
は、高温でひずみ誘起結晶粒の成長が少なく、キャビテ
ィも発生せず、優れた超塑性を示すこととなる。
の熱処理を行うことにより、微細なセル組織が形成さ
れ、その後さらにスキンパス圧延で転位を導入して、急
速再結晶させると10μｍ程度の再結晶粒と２〜４μｍの
微細再結晶粒の混粒組織となる。このような混粒組織
は、高温でひずみ誘起結晶粒の成長が少なく、キャビテ
ィも発生せず、優れた超塑性を示すこととなる。
［実施例］ 以下に、実施例を挙げ本発明を更に詳細に説明する。
A1-5.45％Zn-2.34％Mg-1.4％Cu-0.2％Cr-0.05％Si-0.09
2％Fe-0.009％Mn-0.039％Tiのアルミニウム合金の厚さ4
mmの板を用い、400℃×1hrの熱処理後、第１〜４図に示
すような熱加工プロセスで、厚さ0.95mmの板材を製造し
た。ここでSi、Fe、Mnは結晶粒微細化に関係のない不純
物、Tiは鋳塊の結晶粒を微細化のために添加されたもの
である。超塑性特性をひずみ速度を制御できる高温引張
試験機で、その引張特性で調査した。この結果で最大流
動応力の小さいものは、成形加工において加圧力が小さ
くてすみ、伸びの大きいほど、成形変形量が大きいこと
を示すものである。試験片の形状は変形部5mm、平行部
長さ10mmとした。高温引張試験試験は517℃でひずみ速
度５×10-4s-1で行った。その結果を流動応力と対数ひ
ずみとの関係で示すと第５図のようになる。素材加工工
程における超塑性特性を比較すると、従来の室温での圧
延材No.3,4に比べて、極低温圧延材No.1あるいは極低温
圧延とスキンパス圧延を行った材料No.2は優れた超塑性
特性（低流動応力、高延性）を示す。
2％Fe-0.009％Mn-0.039％Tiのアルミニウム合金の厚さ4
mmの板を用い、400℃×1hrの熱処理後、第１〜４図に示
すような熱加工プロセスで、厚さ0.95mmの板材を製造し
た。ここでSi、Fe、Mnは結晶粒微細化に関係のない不純
物、Tiは鋳塊の結晶粒を微細化のために添加されたもの
である。超塑性特性をひずみ速度を制御できる高温引張
試験機で、その引張特性で調査した。この結果で最大流
動応力の小さいものは、成形加工において加圧力が小さ
くてすみ、伸びの大きいほど、成形変形量が大きいこと
を示すものである。試験片の形状は変形部5mm、平行部
長さ10mmとした。高温引張試験試験は517℃でひずみ速
度５×10-4s-1で行った。その結果を流動応力と対数ひ
ずみとの関係で示すと第５図のようになる。素材加工工
程における超塑性特性を比較すると、従来の室温での圧
延材No.3,4に比べて、極低温圧延材No.1あるいは極低温
圧延とスキンパス圧延を行った材料No.2は優れた超塑性
特性（低流動応力、高延性）を示す。
［発明の効果］ 以上説明したように、本発明の方法により極低温圧延を
行った材料は、従来の室温圧延材（単なる冷間圧延材）
に比べ、高温での超塑性変形に伴う結晶粒の成長（ひず
み誘起結晶粒成長）は少なく、キャビティの発生も少な
い。この結果として、すぐれた超塑性特性（低流動応
力、高延性）を示し、複雑な形状の製品を数少ない工程
で製造することができる材料を得ることができる。
行った材料は、従来の室温圧延材（単なる冷間圧延材）
に比べ、高温での超塑性変形に伴う結晶粒の成長（ひず
み誘起結晶粒成長）は少なく、キャビティの発生も少な
い。この結果として、すぐれた超塑性特性（低流動応
力、高延性）を示し、複雑な形状の製品を数少ない工程
で製造することができる材料を得ることができる。
第１図は本発明のプロセス（実施例１）を説明する図、
第２図は本発明のプロセス（実施例２）を説明する図、
第３図は比較例１のプロセスを説明する図、第４図は比
較例２のプロセスを説明する図、第５図は流動応力とひ
ずみの関係に及ぼす圧延方法の影響を示す図。
第２図は本発明のプロセス（実施例２）を説明する図、
第３図は比較例１のプロセスを説明する図、第４図は比
較例２のプロセスを説明する図、第５図は流動応力とひ
ずみの関係に及ぼす圧延方法の影響を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉田 英雄 愛知県名古屋市港区千年３丁目１番12号 住友軽金属工業株式会社技術研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】Cr:0.05〜0.35％またはZr:0.05〜0.25％の
１種または２種を含有する析出硬化型アルミニウム合金
を、常法にしたがって熱間加工、温間加工あるいは冷間
加工した後、400〜450℃に加熱保持し、次いで、−50℃
以下の温度で70％以上の加工度で圧延し、480℃以上に
加熱速度１℃/sec以上で急熱し、再結晶させて12μｍ以
下の結晶粒組織を得ることを特徴とする超塑性加工用ア
ルミニウム合金板材の製造方法。 - 【請求項２】Cr:0.05〜0.35％またはZr:0.05〜0.25％の
１種または２種を含有する析出硬化型アルミニウム合金
を常法にしたがって熱間加工、温間加工あるいは冷間加
工した後、400〜450℃に加熱保持し、次いで、−50℃以
下の温度で70％以上の加工度で圧延した後、100〜200℃
に加熱後、−50℃以下でスキンパス圧延し、480℃以上
に加熱速度１℃/sec以上で急熱し、再結晶させて12μｍ
以下の結晶粒組織を得ることを特徴とする超塑性加工用
アルミニウム合金板材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25705088A JPH0747801B2 (ja) | 1988-10-14 | 1988-10-14 | 超塑性加工用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25705088A JPH0747801B2 (ja) | 1988-10-14 | 1988-10-14 | 超塑性加工用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02104642A JPH02104642A (ja) | 1990-04-17 |
| JPH0747801B2 true JPH0747801B2 (ja) | 1995-05-24 |
Family
ID=17301041
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25705088A Expired - Lifetime JPH0747801B2 (ja) | 1988-10-14 | 1988-10-14 | 超塑性加工用アルミニウム合金板材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0747801B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103184396A (zh) * | 2012-11-21 | 2013-07-03 | 中南大学 | 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金板材蠕变时效成形方法 |
| CN103540875A (zh) * | 2013-03-09 | 2014-01-29 | 中南大学 | 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金板的弯曲蠕变时效方法 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5141820A (en) * | 1991-01-04 | 1992-08-25 | Showa Aluminum Corporation | Aluminum pipe for use in forming bulged portions thereon and process for producing same |
| JP2003105468A (ja) * | 2001-09-25 | 2003-04-09 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 端子用アルミニウム合金材料および前記材料からなる端子 |
| CN115449729B (zh) * | 2022-08-30 | 2023-08-29 | 广东工业大学 | 一种阶段式促进六系铝陶材料再结晶和晶粒细化的制备方法及其制得的铝基复合薄片 |
-
1988
- 1988-10-14 JP JP25705088A patent/JPH0747801B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103184396A (zh) * | 2012-11-21 | 2013-07-03 | 中南大学 | 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金板材蠕变时效成形方法 |
| CN103540875A (zh) * | 2013-03-09 | 2014-01-29 | 中南大学 | 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金板的弯曲蠕变时效方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02104642A (ja) | 1990-04-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4946517A (en) | Unrecrystallized aluminum plate product by ramp annealing | |
| EP0247181B1 (en) | Aluminum-lithium alloys and method of making the same | |
| EP0610006A1 (en) | Superplastic aluminum alloy and process for producing same | |
| US5194102A (en) | Method for increasing the strength of aluminum alloy products through warm working | |
| JP3101280B2 (ja) | Ａｌ基合金およびＡｌ基合金製品の製造方法 | |
| EP0480402A1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| US4486244A (en) | Method of producing superplastic aluminum sheet | |
| US4921548A (en) | Aluminum-lithium alloys and method of making same | |
| JPH05501588A (ja) | 冷間圧延特性を改良した板またはストリップ材の製造方法 | |
| US5810949A (en) | Method for treating an aluminum alloy product to improve formability and surface finish characteristics | |
| US4915747A (en) | Aluminum-lithium alloys and process therefor | |
| JPH0747801B2 (ja) | 超塑性加工用アルミニウム合金板材の製造方法 | |
| EP0266741B1 (en) | Aluminium-lithium alloys and method of producing these | |
| JPS5953347B2 (ja) | 航空機ストリンガ−素材の製造法 | |
| Hirsch | Annealing of Aluminum and Its Alloys | |
| US4867805A (en) | Superplastic aluminum alloys, alloy processes and component part formations thereof | |
| JPH07116567B2 (ja) | Ａ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 | |
| JP3278119B2 (ja) | 成形性及び焼付硬化性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法 | |
| JPH0672295B2 (ja) | 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法 | |
| JP2652016B2 (ja) | 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法 | |
| JPH0588302B2 (ja) | ||
| JPS5911651B2 (ja) | 超塑性アルミニウム合金及びその製造方法 | |
| JPH039183B2 (ja) | ||
| JPS6157383B2 (ja) | ||
| JPH0463140B2 (ja) |