JPH0874013A - 超塑性アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
超塑性アルミニウム合金の製造方法Info
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- JPH0874013A JPH0874013A JP21486894A JP21486894A JPH0874013A JP H0874013 A JPH0874013 A JP H0874013A JP 21486894 A JP21486894 A JP 21486894A JP 21486894 A JP21486894 A JP 21486894A JP H0874013 A JPH0874013 A JP H0874013A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、超塑性アルミニウム合金の製造方
法に関し、特に均質化処理および軽度の加工熱処理の組
み合わせによる製造プロセスの簡省略化を可能とする。 【構成】 化学成分として、ミッシュメタル（Ｍｍ），
Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，
Ｔａから選ばれる１種または２種以上を０．１〜１．０
wt％、マグネシウムを４〜１５wt％含み、残部がアルミ
ニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金
を溶解・鋳造し、得られたインゴットに均質化処理を施
し、次いで４００℃以下の温度で、加工度５０％以上の
１パス圧延のみの圧延加工、または４００℃以下の温度
で、第１パスの加工度が１０％以上、総加工度が５０％
以上となる２パス圧延を施すことを特徴とする。
法に関し、特に均質化処理および軽度の加工熱処理の組
み合わせによる製造プロセスの簡省略化を可能とする。 【構成】 化学成分として、ミッシュメタル（Ｍｍ），
Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，
Ｔａから選ばれる１種または２種以上を０．１〜１．０
wt％、マグネシウムを４〜１５wt％含み、残部がアルミ
ニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金
を溶解・鋳造し、得られたインゴットに均質化処理を施
し、次いで４００℃以下の温度で、加工度５０％以上の
１パス圧延のみの圧延加工、または４００℃以下の温度
で、第１パスの加工度が１０％以上、総加工度が５０％
以上となる２パス圧延を施すことを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、超塑性アルミニウム合
金の製造方法に関し、特に均質化処理および軽度の加工
熱処理の組み合わせによる製造プロセスの簡省略に関す
るものである。
金の製造方法に関し、特に均質化処理および軽度の加工
熱処理の組み合わせによる製造プロセスの簡省略に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金において超塑性を示す
ものには、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系、
Ａｌ−Ｌｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃａ系、Ａ
ｌ−Ｎｉ系等の合金がある。一般の超塑性材では、結晶
粒の微細化が必要であり、その方法として、従来二相合
金の加工と熱処理を組み合わせた加工熱処理が用いられ
ている。この加工熱処理の代表例として、Ａｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ−Ｃｕ系では、まずインゴットを低温で熱処理した
後、温間加工を行い、その温度から急冷し、さらに、高
温へ急熱して再結晶させる処理プロセス等が知られてい
る。（例えば、住友軽金属技報, vol.29, No.1, p58-6
8, Jan., 1988参照）
ものには、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系、
Ａｌ−Ｌｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃａ系、Ａ
ｌ−Ｎｉ系等の合金がある。一般の超塑性材では、結晶
粒の微細化が必要であり、その方法として、従来二相合
金の加工と熱処理を組み合わせた加工熱処理が用いられ
ている。この加工熱処理の代表例として、Ａｌ−Ｚｎ−
Ｍｇ−Ｃｕ系では、まずインゴットを低温で熱処理した
後、温間加工を行い、その温度から急冷し、さらに、高
温へ急熱して再結晶させる処理プロセス等が知られてい
る。（例えば、住友軽金属技報, vol.29, No.1, p58-6
8, Jan., 1988参照）
【０００３】近年、動的再結晶を伴った超塑性Ａｌ合金
が検討されており、この合金においては高速の歪み速度
で変形ができ、加工性に優れる利点がある。この超塑性
Ａｌ合金の製造プロセスは、上記加工熱処理プロセスを
ベースとしたものであり、金型重力鋳造、均質化処理、
熱間加工、熱処理、温間加工又は冷間加工、再結晶処理
といった一連の処理プロセスを必要とする。これらの工
程によって、微細均一に分散させた球状粒子に転位およ
び粒界を効果的にピンニングさせることにより、超塑性
の発現が可能な微細結晶粒組織を得ている。この場合、
熱間加工から再結晶処理までの工程によって前記組織を
造込み、超塑性Ａｌ合金を製造しているが、その工程は
複雑であり、精密な熱処理温度、熱処理時間等の制御を
要するため高コストな製造プロセスとなっている。この
ため、上記製造プロセスを簡略化し、低コストで、かつ
超塑性を発現する微細結晶粒組織を得る処理方法の開発
が望まれていた。
が検討されており、この合金においては高速の歪み速度
で変形ができ、加工性に優れる利点がある。この超塑性
Ａｌ合金の製造プロセスは、上記加工熱処理プロセスを
ベースとしたものであり、金型重力鋳造、均質化処理、
熱間加工、熱処理、温間加工又は冷間加工、再結晶処理
といった一連の処理プロセスを必要とする。これらの工
程によって、微細均一に分散させた球状粒子に転位およ
び粒界を効果的にピンニングさせることにより、超塑性
の発現が可能な微細結晶粒組織を得ている。この場合、
熱間加工から再結晶処理までの工程によって前記組織を
造込み、超塑性Ａｌ合金を製造しているが、その工程は
複雑であり、精密な熱処理温度、熱処理時間等の制御を
要するため高コストな製造プロセスとなっている。この
ため、上記製造プロセスを簡略化し、低コストで、かつ
超塑性を発現する微細結晶粒組織を得る処理方法の開発
が望まれていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、超塑
性材の製造プロセスの低コスト化のために、工程を簡略
化可能とする製造方法を提供する。さらに、本発明の他
の目的は、加工熱処理プロセスの加工温度・加工度・加
工速度、およびそれらの組み合わせを検討し、最適化を
はかることである。また、化学成分と前記加工熱処理プ
ロセスとの最適化を検討し、均質化処理と、その後の軽
度の加工熱処理のみにより、超塑性を発現する微細結晶
粒組織を得る製造方法を提供する。
性材の製造プロセスの低コスト化のために、工程を簡略
化可能とする製造方法を提供する。さらに、本発明の他
の目的は、加工熱処理プロセスの加工温度・加工度・加
工速度、およびそれらの組み合わせを検討し、最適化を
はかることである。また、化学成分と前記加工熱処理プ
ロセスとの最適化を検討し、均質化処理と、その後の軽
度の加工熱処理のみにより、超塑性を発現する微細結晶
粒組織を得る製造方法を提供する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の目的は、化学成分
として、ミッシュメタル（Ｍｍ），Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔ
ｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる
１種または２種以上を０．１〜１．０wt％、Ｍｇを４〜
１５wt％含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純
物からなるアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られた
インゴットに均質化処理を施し、次いで４００℃以下の
温度で、加工度５０％以上の１パス圧延のみの圧延加工
を施すことを特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造
方法によって達成される。
として、ミッシュメタル（Ｍｍ），Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔ
ｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる
１種または２種以上を０．１〜１．０wt％、Ｍｇを４〜
１５wt％含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純
物からなるアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られた
インゴットに均質化処理を施し、次いで４００℃以下の
温度で、加工度５０％以上の１パス圧延のみの圧延加工
を施すことを特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造
方法によって達成される。
【０００６】また、上記の目的は、化学成分として、ミ
ッシュメタル（Ｍｍ），Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎ
ｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２
種以上を０．１〜１．０wt％、Ｍｇを４〜１５wt％含
み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物からなる
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴット
に均質化処理を施し、次いで４００℃以下の温度で、第
１パスの加工度が１０％以上であって、総加工度が５０
％以上となる２パス圧延の圧延加工を施すことを特徴と
する超塑性アルミニウム合金の製造方法によっても達成
される。さらに、前記の製造方法において、圧延加工に
おける圧延ロールの周速度を１〜１０ｍ／min とするこ
とを特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法によ
っても達成される。
ッシュメタル（Ｍｍ），Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎ
ｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２
種以上を０．１〜１．０wt％、Ｍｇを４〜１５wt％含
み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物からなる
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴット
に均質化処理を施し、次いで４００℃以下の温度で、第
１パスの加工度が１０％以上であって、総加工度が５０
％以上となる２パス圧延の圧延加工を施すことを特徴と
する超塑性アルミニウム合金の製造方法によっても達成
される。さらに、前記の製造方法において、圧延加工に
おける圧延ロールの周速度を１〜１０ｍ／min とするこ
とを特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法によ
っても達成される。
【０００７】
【作用】上記の条件で加工を施すことにより、１回の加
工工程で多量の均一な転位を導入することができる。し
かし、第１発明の方法では、１回の圧延加工で高い高温
伸びを得ることができるが、結晶粒の導入のコントロー
ルは難しい。第２発明の方法では、上記の条件で圧延加
工を２回に分けることにより、１回目の圧延と２回目の
圧延の条件を制御することにより、結晶粒の導入を制御
することが容易となる。
工工程で多量の均一な転位を導入することができる。し
かし、第１発明の方法では、１回の圧延加工で高い高温
伸びを得ることができるが、結晶粒の導入のコントロー
ルは難しい。第２発明の方法では、上記の条件で圧延加
工を２回に分けることにより、１回目の圧延と２回目の
圧延の条件を制御することにより、結晶粒の導入を制御
することが容易となる。
【０００８】１パスの加工度が１０％未満では、加工歪
みが不十分で、再加熱時に粗大粒となり、超塑性能が低
下する。加工度が高いほど、伸びは向上する。また、第
３発明においては、ロール周速度が１ｍ／min 未満で
は、ロールが素材を噛み込み圧延が困難となり、１０ｍ
／min を超えると、圧延時に割れが発生しやすい。
みが不十分で、再加熱時に粗大粒となり、超塑性能が低
下する。加工度が高いほど、伸びは向上する。また、第
３発明においては、ロール周速度が１ｍ／min 未満で
は、ロールが素材を噛み込み圧延が困難となり、１０ｍ
／min を超えると、圧延時に割れが発生しやすい。
【０００９】
【課題を解決するための手段の補足説明】以下本発明の
限定理由について、さらに詳述する。まず、合金組成の
限定理由について説明する。ＭｇはＡｌ合金の主要な強
度向上元素であり、その強化機構は固溶強化と積層欠陥
エネルギー低下による交差すべりの減少によって粒内変
形抵抗が増大することによる。これにより高温において
粒界の強度が相対的に減少し、円滑な粒界すべりが起こ
り、超塑性* を発現する。この効果は、Ｍｇ量に比例
し、４wt％未満ではその効果が少なく、１５wt％を越え
ると熱間加工が困難になり実用的でない。（＊：高温引
張試験による伸びが２００％以上）
限定理由について、さらに詳述する。まず、合金組成の
限定理由について説明する。ＭｇはＡｌ合金の主要な強
度向上元素であり、その強化機構は固溶強化と積層欠陥
エネルギー低下による交差すべりの減少によって粒内変
形抵抗が増大することによる。これにより高温において
粒界の強度が相対的に減少し、円滑な粒界すべりが起こ
り、超塑性* を発現する。この効果は、Ｍｇ量に比例
し、４wt％未満ではその効果が少なく、１５wt％を越え
ると熱間加工が困難になり実用的でない。（＊：高温引
張試験による伸びが２００％以上）
【００１０】Ｍｍ，Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，
Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａは均質化処理時に、球状分散粒
子としてＡｌと金属間化合物を形成し、均質化処理後の
加工において転位や粒界をピンニングして微細組織を形
成すると共に、超塑性変形中に粒界をピンニングして粒
成長を抑制して超塑性能を向上させる。また、これら分
散粒子は析出強化により室温での強度を向上させる。そ
の効果は、添加元素の合計量が０．１wt％未満では小さ
く、１．０wt％を越えると鋳造時に巨大な金属間化合物
を晶出して超塑性能が低下する。粉末冶金法等の速い冷
却速度を持つ鋳造方法を用いると、上記元素の固溶量が
増大して超塑性能が向上するが、形状（鋳込肉厚等）の
制約が生じ、またコスト高となる。
Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａは均質化処理時に、球状分散粒
子としてＡｌと金属間化合物を形成し、均質化処理後の
加工において転位や粒界をピンニングして微細組織を形
成すると共に、超塑性変形中に粒界をピンニングして粒
成長を抑制して超塑性能を向上させる。また、これら分
散粒子は析出強化により室温での強度を向上させる。そ
の効果は、添加元素の合計量が０．１wt％未満では小さ
く、１．０wt％を越えると鋳造時に巨大な金属間化合物
を晶出して超塑性能が低下する。粉末冶金法等の速い冷
却速度を持つ鋳造方法を用いると、上記元素の固溶量が
増大して超塑性能が向上するが、形状（鋳込肉厚等）の
制約が生じ、またコスト高となる。
【００１１】上記の球状分散粒子は、サイズが１０〜２
００nmの範囲内にあり、かつ体積分率で０．１〜４．０
％の範囲に存在し、さらに平均自由行程が０．０５〜１
０μｍの均一分散が望ましい。分散粒子の最適なサイズ
は２０〜５０nmである。次に、本発明の製造方法につい
て説明する。上記組成のＡｌ合金を溶解・鋳造し、得ら
れたインゴットに均質化処理を施す。均質化処理により
晶出したＭｇが固溶し、添加元素が分散粒子として析出
する。均質化処理温度および時間は、通常のＡｌ合金製
造条件と同じであるが、望ましい条件は４００〜５００
℃、４〜２４時間である。
００nmの範囲内にあり、かつ体積分率で０．１〜４．０
％の範囲に存在し、さらに平均自由行程が０．０５〜１
０μｍの均一分散が望ましい。分散粒子の最適なサイズ
は２０〜５０nmである。次に、本発明の製造方法につい
て説明する。上記組成のＡｌ合金を溶解・鋳造し、得ら
れたインゴットに均質化処理を施す。均質化処理により
晶出したＭｇが固溶し、添加元素が分散粒子として析出
する。均質化処理温度および時間は、通常のＡｌ合金製
造条件と同じであるが、望ましい条件は４００〜５００
℃、４〜２４時間である。
【００１２】均質化処理後、４００℃以下の温度でロー
ル周速度１〜１０ｍ／min 、Totalとして加工度５０％
以上の圧延加工を圧延数１パスまたは２パスで行う。こ
れらの工程で導入された多量の転位が、均一に分布して
いる分散粒子に効果的にからまって等軸の転位セル組織
が形成され、結果として微細な等軸粒となる。加工温度
が４００℃を越えると分散粒子が粗大化して超塑性能が
低下する。加工温度は、加工割れが発生しなければより
低い温度が望ましい。加工度５０％未満では、上記微細
組織が造込めない。ロール周速度が１ｍ／min 未満で
は、ロールが素材を噛みこんで圧延できず、１０ｍ／mi
n を越えると圧延時に割れが生じる。
ル周速度１〜１０ｍ／min 、Totalとして加工度５０％
以上の圧延加工を圧延数１パスまたは２パスで行う。こ
れらの工程で導入された多量の転位が、均一に分布して
いる分散粒子に効果的にからまって等軸の転位セル組織
が形成され、結果として微細な等軸粒となる。加工温度
が４００℃を越えると分散粒子が粗大化して超塑性能が
低下する。加工温度は、加工割れが発生しなければより
低い温度が望ましい。加工度５０％未満では、上記微細
組織が造込めない。ロール周速度が１ｍ／min 未満で
は、ロールが素材を噛みこんで圧延できず、１０ｍ／mi
n を越えると圧延時に割れが生じる。
【００１３】圧延加工を１パスまたは２パスの圧延数で
行うことにより多量の均一な転位を導入することができ
る。３パスを越える圧延数では、その効果が小さくな
り、さらに圧延数が増加すると圧延中に割れが生じる。
２パスで圧延加工を行う時、２パス目の圧延時の割れを
防止するために１パス目の圧延後、静的再結晶温度以下
で加熱を行っても良い。加熱時間は３０〜６０min が適
当である。この効果は、３０min 未満では小さく、６０
min を越える時間では効果に差がない。２パス目の圧延
温度は、１パス目と異なる温度でも良い。本発明により
押出・鍛造および圧延等の塑性加工に供することが可能
である安価な溶製超塑性Ａｌ合金が製造可能で、しかも
本超塑性Ａｌ合金は温度３００〜５５０℃、ひずみ速度
１．０×１０-4〜１０0 ／ｓで超塑性を発現する。本発
明の効果は、組織微細化元素を含むＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の超塑性Ａｌ合金
にも適用が可能である。以下本発明について、実施例お
よび比較例によってさらに詳述する。
行うことにより多量の均一な転位を導入することができ
る。３パスを越える圧延数では、その効果が小さくな
り、さらに圧延数が増加すると圧延中に割れが生じる。
２パスで圧延加工を行う時、２パス目の圧延時の割れを
防止するために１パス目の圧延後、静的再結晶温度以下
で加熱を行っても良い。加熱時間は３０〜６０min が適
当である。この効果は、３０min 未満では小さく、６０
min を越える時間では効果に差がない。２パス目の圧延
温度は、１パス目と異なる温度でも良い。本発明により
押出・鍛造および圧延等の塑性加工に供することが可能
である安価な溶製超塑性Ａｌ合金が製造可能で、しかも
本超塑性Ａｌ合金は温度３００〜５５０℃、ひずみ速度
１．０×１０-4〜１０0 ／ｓで超塑性を発現する。本発
明の効果は、組織微細化元素を含むＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の超塑性Ａｌ合金
にも適用が可能である。以下本発明について、実施例お
よび比較例によってさらに詳述する。
【００１４】
実施例１ 表１に示す組成のＡｌ合金を溶解・鋳造し、得られたイ
ンゴットに４４０℃の温度で２４時間の均質化処理を施
した。均質化処理後、３００℃の温度で加工度５０％の
熱間圧延加工（シングルパス）を行い、水冷し、溶製超
塑性Ａｌ合金を得た。上記超塑性材より幅５×長さ１０
×厚１(mm)の平行部を持つ試験片を採取し、温度３００
〜５５０℃、ひずみ速度８．０〜１０-4〜１．７×１０
-1／ｓで高温引張試験を行った。
ンゴットに４４０℃の温度で２４時間の均質化処理を施
した。均質化処理後、３００℃の温度で加工度５０％の
熱間圧延加工（シングルパス）を行い、水冷し、溶製超
塑性Ａｌ合金を得た。上記超塑性材より幅５×長さ１０
×厚１(mm)の平行部を持つ試験片を採取し、温度３００
〜５５０℃、ひずみ速度８．０〜１０-4〜１．７×１０
-1／ｓで高温引張試験を行った。
【００１５】発明例である No.１〜５は、２００％以上
の超塑性伸びが得られた。比較例のNo.６は、Ｍｇ量が
少なく、十分な固溶強化が得られず、超塑性が得られな
かった。 No.７は、Ｍｇ量が多く、熱間加工中に欠陥が
生じたので試験片を採取せず試験を中止した。 No.８
は、微細球状分散粒子がなく、高温変形中に粒成長が起
こり、超塑性が得られなかった。 No.９は、巨大な金属
間化合物が晶出し、熱間加工に欠陥が生じたので試験片
を採取せず試験を中止した。
の超塑性伸びが得られた。比較例のNo.６は、Ｍｇ量が
少なく、十分な固溶強化が得られず、超塑性が得られな
かった。 No.７は、Ｍｇ量が多く、熱間加工中に欠陥が
生じたので試験片を採取せず試験を中止した。 No.８
は、微細球状分散粒子がなく、高温変形中に粒成長が起
こり、超塑性が得られなかった。 No.９は、巨大な金属
間化合物が晶出し、熱間加工に欠陥が生じたので試験片
を採取せず試験を中止した。
【００１６】
【表１】
【００１７】実施例２ 実施例１の合金 No.１に示す組成のＡｌ合金を実施例１
と同様の方法で造塊し、４４０℃の温度で２４時間の均
質化処理を施した。均質化処理後、表２に示す条件で加
工熱処理を施した。得られた溶製超塑性Ａｌ合金を実施
例１と同様に高温引張試験を行った。発明例である No.
１０〜１８は、２００％以上の超塑性伸びが得られた。
比較例の No.１９は、熱間加工中に欠陥が生じたので試
験片を採取せず試験を中止した。 No.２０は、熱間加工
の加工温度が高く、粗大な結晶粒となり、超塑性が得ら
れなかった。 No.２１は、ロール周速度が速く、熱間加
工中に欠陥が生じたので試験片を採取せず試験を中止し
た。 No.２２は、ロール周速度が遅く、ロールが素材を
噛みこんで加工ができず以降の試験を中止した。 No.２
３は、熱間加工の加工度が低く、粗大な結晶粒となり、
超塑性が得られなかった。
と同様の方法で造塊し、４４０℃の温度で２４時間の均
質化処理を施した。均質化処理後、表２に示す条件で加
工熱処理を施した。得られた溶製超塑性Ａｌ合金を実施
例１と同様に高温引張試験を行った。発明例である No.
１０〜１８は、２００％以上の超塑性伸びが得られた。
比較例の No.１９は、熱間加工中に欠陥が生じたので試
験片を採取せず試験を中止した。 No.２０は、熱間加工
の加工温度が高く、粗大な結晶粒となり、超塑性が得ら
れなかった。 No.２１は、ロール周速度が速く、熱間加
工中に欠陥が生じたので試験片を採取せず試験を中止し
た。 No.２２は、ロール周速度が遅く、ロールが素材を
噛みこんで加工ができず以降の試験を中止した。 No.２
３は、熱間加工の加工度が低く、粗大な結晶粒となり、
超塑性が得られなかった。
【００１８】
【表２】
【００１９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係るアル
ミニウム合金は、均質化処理と軽度の加工熱処理のみで
製造可能であり、製造プロセスの簡省略化によって製造
コストを低減することができる。また、本発明に係る超
塑性アルミニウム合金は微細組織であり、強度、延性、
靱性、疲労強度、耐食性および耐応力腐食割れ性の向上
が図れる。
ミニウム合金は、均質化処理と軽度の加工熱処理のみで
製造可能であり、製造プロセスの簡省略化によって製造
コストを低減することができる。また、本発明に係る超
塑性アルミニウム合金は微細組織であり、強度、延性、
靱性、疲労強度、耐食性および耐応力腐食割れ性の向上
が図れる。
フロントページの続き (72)発明者 菅沼 徹哉 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 神尾 一 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 株式会社日軽技研内 (72)発明者 土田 孝之 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 株式会社日軽技研内 (72)発明者 永島 洋 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 株式会社日軽技研内
Claims (3)
- 【請求項１】 化学成分として、ミッシュメタル（Ｍ
ｍ），Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，
Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上を０．１〜
１．０wt％、Ｍｇを４〜１５wt％含み、残部がアルミニ
ウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を
溶解・鋳造し、得られたインゴットに均質化処理を施
し、次いで４００℃以下の温度で、加工度５０％以上の
１パス圧延のみの圧延加工を施すことを特徴とする超塑
性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項２】 化学成分として、ミッシュメタル（Ｍ
ｍ），Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，
Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上を０．１〜
１．０wt％、Ｍｇを４〜１５wt％含み、残部がアルミニ
ウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を
溶解・鋳造し、得られたインゴットに均質化処理を施
し、次いで４００℃以下の温度で、第１パスの加工度が
１０％以上であって、総加工度が５０％以上となる２パ
ス圧延の圧延加工を施すことを特徴とする超塑性アルミ
ニウム合金の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の製造方法にお
いて、圧延加工における圧延ロールの周速度を１〜１０
ｍ／min とすることを特徴と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 |
|---|---|---|---|
| JP21486894A JPH0874013A (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP21486894A JPH0874013A (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0874013A true JPH0874013A (ja) | 1996-03-19 |
Family
ID=16662898
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21486894A Pending JPH0874013A (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0874013A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112553549A (zh) * | 2020-12-03 | 2021-03-26 | 广东领胜新材料科技有限公司 | 一种大直径易切削铝合金铸棒的均匀化处理方法 |
-
1994
- 1994-09-08 JP JP21486894A patent/JPH0874013A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112553549A (zh) * | 2020-12-03 | 2021-03-26 | 广东领胜新材料科技有限公司 | 一种大直径易切削铝合金铸棒的均匀化处理方法 |
| CN112553549B (zh) * | 2020-12-03 | 2021-09-24 | 广东领胜新材料科技有限公司 | 一种大直径易切削铝合金铸棒的均匀化处理方法 |
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