JPS60238460A - 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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- JPS60238460A JPS60238460A JP9417684A JP9417684A JPS60238460A JP S60238460 A JPS60238460 A JP S60238460A JP 9417684 A JP9417684 A JP 9417684A JP 9417684 A JP9417684 A JP 9417684A JP S60238460 A JPS60238460 A JP S60238460A
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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】
［産業上の利用分野１
本発明は超塑性アルミニウム合金の製造方法に関し、さ
らに詳しくは、Ａｌ−Ｍｇ系の超塑性アルミニウム合金
の製造方法に関する。
らに詳しくは、Ａｌ−Ｍｇ系の超塑性アルミニウム合金
の製造方法に関する。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法におい
て、超塑性とは、ある外的条件０下で材料がくびれ（ｎ
ｅｃｋｉｎｇ）なしに数百％〜千％というような巨大な
伸びを生じる現象をいうのであり、そして、恒温変態を
利用した変態超塑性と微細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。因に、本発明は
微細結晶粒超塑性アルミニウム合金の製造方法である。
て、超塑性とは、ある外的条件０下で材料がくびれ（ｎ
ｅｃｋｉｎｇ）なしに数百％〜千％というような巨大な
伸びを生じる現象をいうのであり、そして、恒温変態を
利用した変態超塑性と微細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。因に、本発明は
微細結晶粒超塑性アルミニウム合金の製造方法である。
［従来技術１
一般に、微細結晶粒超塑性を起させるためには、その材
料の結晶粒径を微細に制御することが必須でメる。
料の結晶粒径を微細に制御することが必須でメる。
また、一般にＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、鋳造後
鋳塊を４００〜５５０°Ｃの温度で均質化熱処理を行な
い、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱間加工および
冷間加工を行なって、所望の材料を製造するのであるが
、このような通常の工程では結晶粒は３０〜１００μｍ
と大きくなってしまい、高温において変形してもアルミ
ニウム合金には目的とする超塑性（伸び）を付与するこ
とはできない。
鋳塊を４００〜５５０°Ｃの温度で均質化熱処理を行な
い、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱間加工および
冷間加工を行なって、所望の材料を製造するのであるが
、このような通常の工程では結晶粒は３０〜１００μｍ
と大きくなってしまい、高温において変形してもアルミ
ニウム合金には目的とする超塑性（伸び）を付与するこ
とはできない。
［発明が解決しようとする問題点］
本発明は上記に説明したようにＡ１−Ｍｇ系のアルミニ
ウム合金は従来超塑性を得ることが困難であったが、本
発明者の研究の結果、微細結晶組織を有する超塑性アル
ミニウム合金の製造方法を完成したのである。
ウム合金は従来超塑性を得ることが困難であったが、本
発明者の研究の結果、微細結晶組織を有する超塑性アル
ミニウム合金の製造方法を完成したのである。
［問題点を解決するための手段１
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法は、
（１） Ｍ８２−７ｗｔ％
を含有し、さらに、
Ｍｎ ０．０５−］、５ｉｕｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０
，５ｗｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｗｔ％、Ｖ Ｏ，
０５−０，５ｕ＋Ｌ％、Ｔｉ０，１５ｕ＋ｔ％以下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系
合金鋳塊を、４００〜５５０℃の温度で均質化熱処理を
行ない、次いで、３００〜５５０’Ｃの温度で熱間加工
後、３５０〜５５０℃の温度に加熱保持し、１００℃／
Ｈｒ以上の冷却速度で冷却した後、少なくとも３０％以
上の冷開加工を行なうことを特徴とす超塑性アルミニウ
ム合金の製造方法を第１の発明とし、 （２）Ｍｇ２〜７１％ を含有し、さらに、 Ｍｎ ０．０５−１．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ ０．０５−０
．５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｖ Ｏ
，０５−０，５ｕｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋ｔ％以下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡＩ−ＭｉＩ
系合金鋳塊を、４００〜５５０℃の温度で均質化熱処理
を行ない、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱間加工
後、３５０〜５５０°Ｃの温度に加熱保持し、１００℃
／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却した後、２０〜６０％の冷
間加工を行ない、続いて３００℃以下の低温軟化焼鈍と
冷間加工を１回以上行なうことを特徴とする超塑性アル
ミニウム合金の製造方法を第２の発明とし、 （３）Ｍｇ２〜７ｕ＋ｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｎ ０．０５−１．５ｕｌｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０
，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｖ
Ｏ，０５−０，５ｕ＋Ｌ％、Ｔｉ ０．１５ｉｕｔ％以
下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系
合金鋳塊を、４００〜５５０°Ｃの温度で均質化熱処理
を行ない、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱間加工
後、３５０〜５５０℃の温度に加熱保持し、１００℃／
Ｈｒ以上の冷却速度で冷却した後、少なくとも３０％以
上の冷間加工を行なうか、或いは、２０〜６０％の冷間
加工を行ない、続いて３００℃以下の低温軟化焼鈍と冷
間加工を１回以」１行ない、さらに、１００℃／Ｈｒ以
上の加熱速度で３５０〜５５０°Ｃの温度に加熱軟化す
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
を第３の発明とする３つの発明よりなるものである。
，５ｗｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｗｔ％、Ｖ Ｏ，
０５−０，５ｕ＋Ｌ％、Ｔｉ０，１５ｕ＋ｔ％以下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系
合金鋳塊を、４００〜５５０℃の温度で均質化熱処理を
行ない、次いで、３００〜５５０’Ｃの温度で熱間加工
後、３５０〜５５０℃の温度に加熱保持し、１００℃／
Ｈｒ以上の冷却速度で冷却した後、少なくとも３０％以
上の冷開加工を行なうことを特徴とす超塑性アルミニウ
ム合金の製造方法を第１の発明とし、 （２）Ｍｇ２〜７１％ を含有し、さらに、 Ｍｎ ０．０５−１．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ ０．０５−０
．５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｖ Ｏ
，０５−０，５ｕｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋ｔ％以下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡＩ−ＭｉＩ
系合金鋳塊を、４００〜５５０℃の温度で均質化熱処理
を行ない、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱間加工
後、３５０〜５５０°Ｃの温度に加熱保持し、１００℃
／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却した後、２０〜６０％の冷
間加工を行ない、続いて３００℃以下の低温軟化焼鈍と
冷間加工を１回以上行なうことを特徴とする超塑性アル
ミニウム合金の製造方法を第２の発明とし、 （３）Ｍｇ２〜７ｕ＋ｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｎ ０．０５−１．５ｕｌｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０
，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｖ
Ｏ，０５−０，５ｕ＋Ｌ％、Ｔｉ ０．１５ｉｕｔ％以
下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系
合金鋳塊を、４００〜５５０°Ｃの温度で均質化熱処理
を行ない、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱間加工
後、３５０〜５５０℃の温度に加熱保持し、１００℃／
Ｈｒ以上の冷却速度で冷却した後、少なくとも３０％以
上の冷間加工を行なうか、或いは、２０〜６０％の冷間
加工を行ない、続いて３００℃以下の低温軟化焼鈍と冷
間加工を１回以」１行ない、さらに、１００℃／Ｈｒ以
上の加熱速度で３５０〜５５０°Ｃの温度に加熱軟化す
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
を第３の発明とする３つの発明よりなるものである。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法につい
て以下詳細に説明する。
て以下詳細に説明する。
先ず、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法
において使用するアルミニウム合金の含有成分および成
分割合について説明する。
において使用するアルミニウム合金の含有成分および成
分割合について説明する。
Ｍｇは２ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られず、また
、７ｕ＋ｔ％を越えて含有されると熱間加工性が著しく
低下する。よって、Ｍｇ含有量は２〜７ｗｔ％とする。
、７ｕ＋ｔ％を越えて含有されると熱間加工性が著しく
低下する。よって、Ｍｇ含有量は２〜７ｗｔ％とする。
Ｍｎ、Ｃｒ５Ｚｒ、■は含有量が０．０５ｕ＋Ｌ％未満
では後述するように微細な結晶粒が得られず、また、Ｍ
ｎ １，５ｗｔ％、Ｃｒ、 Ｚｒ１．−Ｖ Ｏ，５＋ｕ
ｔ％およびＴｉＯ，１５ｕ＋ｔ％を越えて含有されると
鋳造時に充分な固溶痴得られず、巨大化合物の発生を招
き充分な伸びが得られない。よって、Ｍｎ含有量は０．
０５〜１．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ含有量は０．０５−０．５
ｗｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｖ ０００
５〜０，５ｗｔ％、Ｔｉ含有量、は０．１５ｕ＋ｔ％以
下とする。
では後述するように微細な結晶粒が得られず、また、Ｍ
ｎ １，５ｗｔ％、Ｃｒ、 Ｚｒ１．−Ｖ Ｏ，５＋ｕ
ｔ％およびＴｉＯ，１５ｕ＋ｔ％を越えて含有されると
鋳造時に充分な固溶痴得られず、巨大化合物の発生を招
き充分な伸びが得られない。よって、Ｍｎ含有量は０．
０５〜１．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ含有量は０．０５−０．５
ｗｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｖ ０００
５〜０，５ｗｔ％、Ｔｉ含有量、は０．１５ｕ＋ｔ％以
下とする。
なお、不純物として含有されるＦｅおよびＳｉはその含
有量が０．２５ｕ＋ｔ％を越えると不溶出の晶出物が生
成し、伸びの低下が着しくなるので、ＦｅおよびＳｉの
含有量は極力抑制する必要がある。
有量が０．２５ｕ＋ｔ％を越えると不溶出の晶出物が生
成し、伸びの低下が着しくなるので、ＦｅおよびＳｉの
含有量は極力抑制する必要がある。
次に、本発明に係る超塑性アルミニウム合萱の製造方法
における熱処理法について説明する。
における熱処理法について説明する。
上記に説明した含有成分および成分割合のアルミニウム
合金を鋳造して得られた鋳塊は、鋳塊内に不均質に分布
する主要元素の均質化および熱間加工性の向上のために
、４００〜５５０°Ｃの温度で充分な時間均質化熱処理
を行ない、続いて、３００〜５５０°Ｃの温度における
熱間加工により所定の板厚まで加工され、粗い鋳造組織
は熱間ファイバー組織となると同時に！ｌｌ円内Ｍｇ等
の析出物およびＭｎ、’ Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ等の遷
移元素の一部が部分析出する。さらに、熱間加工後、好
ましくは３０％以上の冷間加工を行なうとさらに微細粒
となり超塑性伸びが大トくなる。次に、この熱間加工後
に３５０〜５５０℃の温度で０．５〜２０Ｈｒ加熱保持
してか呟 １００’Ｃ／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。
合金を鋳造して得られた鋳塊は、鋳塊内に不均質に分布
する主要元素の均質化および熱間加工性の向上のために
、４００〜５５０°Ｃの温度で充分な時間均質化熱処理
を行ない、続いて、３００〜５５０°Ｃの温度における
熱間加工により所定の板厚まで加工され、粗い鋳造組織
は熱間ファイバー組織となると同時に！ｌｌ円内Ｍｇ等
の析出物およびＭｎ、’ Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ等の遷
移元素の一部が部分析出する。さらに、熱間加工後、好
ましくは３０％以上の冷間加工を行なうとさらに微細粒
となり超塑性伸びが大トくなる。次に、この熱間加工後
に３５０〜５５０℃の温度で０．５〜２０Ｈｒ加熱保持
してか呟 １００’Ｃ／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。
また、上記の加熱保持を急速冷却、急速加熱が可能な連
続焼鈍炉により、４００〜５５０℃の温度で１０ｓｅｃ
〜１０ｍ１ｎ間行なっても上７ この加熱保持によりＭ
ｇは固溶され、一方、遷移元素のＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等は
Ａ１と金属間化合物ＭｎＡｌ−１ＭｎＡｌ−１Ｃｒ２、
ＺｒＡｌ３等を析出して、次の冷開加工後超塑性温度域
への加熱によって、材料中に生成される微細粒組織によ
り超塑性が得られ伸びが大きくなる。また、この加熱保
持により熱間ファイバー組織を形成していた転位の下部
組織は回復、再−結晶により歪エネルギーが低減され、
続く冷開加工により転位が導入され易くなる。この加熱
保持後の冷却速度が１００℃／Ｈｒ未満では超塑性が得
られず伸びが出にくくなる。
続焼鈍炉により、４００〜５５０℃の温度で１０ｓｅｃ
〜１０ｍ１ｎ間行なっても上７ この加熱保持によりＭ
ｇは固溶され、一方、遷移元素のＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等は
Ａ１と金属間化合物ＭｎＡｌ−１ＭｎＡｌ−１Ｃｒ２、
ＺｒＡｌ３等を析出して、次の冷開加工後超塑性温度域
への加熱によって、材料中に生成される微細粒組織によ
り超塑性が得られ伸びが大きくなる。また、この加熱保
持により熱間ファイバー組織を形成していた転位の下部
組織は回復、再−結晶により歪エネルギーが低減され、
続く冷開加工により転位が導入され易くなる。この加熱
保持後の冷却速度が１００℃／Ｈｒ未満では超塑性が得
られず伸びが出にくくなる。
この加熱保持、冷却後の冷間加工は３０％以上の加工率
とする必要があり、この冷間加工により組織が微細粒と
なって超塑性が得られ、そして、３０％未満の加工率で
は充分微細な結晶粒を得ることができない。
とする必要があり、この冷間加工により組織が微細粒と
なって超塑性が得られ、そして、３０％未満の加工率で
は充分微細な結晶粒を得ることができない。
また、この冷間加工は先ず２０〜６０％の冷間加工を行
ない、引続き３００℃以下の低温軟化焼鈍を１回以上行
なってもよく、そして、このように冷開加工後に低温焼
鈍を導入することにより結晶粒はさらに微細化される。
ない、引続き３００℃以下の低温軟化焼鈍を１回以上行
なってもよく、そして、このように冷開加工後に低温焼
鈍を導入することにより結晶粒はさらに微細化される。
このように、冷間加工された材料には、高い歪エネルギ
ーを有する転位の下部組織が高密度に形成されている。
ーを有する転位の下部組織が高密度に形成されている。
この材料を引き続外通常０．５ＴＪＴｍは材料の融点（
絶対温度））以上の超塑性温度域（アルミニウム合金で
は４００℃以上）に加熱すると、高密度の転位組織を起
点として新しい結晶粒が形成され、従って、転位組織は
高密度である程微細粒組織が得られ超塑性となり伸びが
大きくなる。しかして、一度再結晶が完了すると結晶粒
界のエネルギーが減少するため転位が移動して結晶粒が
粗大化し、そして、この粗大化した組織が超塑性変形を
阻害゛□ することになる。
絶対温度））以上の超塑性温度域（アルミニウム合金で
は４００℃以上）に加熱すると、高密度の転位組織を起
点として新しい結晶粒が形成され、従って、転位組織は
高密度である程微細粒組織が得られ超塑性となり伸びが
大きくなる。しかして、一度再結晶が完了すると結晶粒
界のエネルギーが減少するため転位が移動して結晶粒が
粗大化し、そして、この粗大化した組織が超塑性変形を
阻害゛□ することになる。
従って、本発明に係る熱処理法においては、熱間圧延後
の加熱保持により形成されたＭｎＡｌ６、Ｃｒ２Ｍｇ＋
ＡＩ＋ａ、ＺｒＡｌ３等の析出物の寸法と分布とを制御
することにより転位の移動を阻止して微細粒組織を保持
しているのである。即ち、析出物寸法が小さ過ぎたり、
析出粒子間隔力伏き過ぎると転位移動阻止効果が得られ
ない。
の加熱保持により形成されたＭｎＡｌ６、Ｃｒ２Ｍｇ＋
ＡＩ＋ａ、ＺｒＡｌ３等の析出物の寸法と分布とを制御
することにより転位の移動を阻止して微細粒組織を保持
しているのである。即ち、析出物寸法が小さ過ぎたり、
析出粒子間隔力伏き過ぎると転位移動阻止効果が得られ
ない。
また、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法
により製造された材料は、冷間加工したままの状態で超
塑性の加工を行なってもよいが、冷間加工後、１００℃
／Ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、３５０〜５５０℃の温
度で軟化して超塑性加工を行なってもよい。
により製造された材料は、冷間加工したままの状態で超
塑性の加工を行なってもよいが、冷間加工後、１００℃
／Ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、３５０〜５５０℃の温
度で軟化して超塑性加工を行なってもよい。
一本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法によ
り製造された微細粒超塑性材料は、適切な温度（通常４
００℃以上）においてくびれ（局所伸び）が発生するこ
となく、５００％以上の超塑性加工を行なうことができ
る。
り製造された微細粒超塑性材料は、適切な温度（通常４
００℃以上）においてくびれ（局所伸び）が発生するこ
となく、５００％以上の超塑性加工を行なうことができ
る。
［実施例１
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法の実施
例を説明する。
例を説明する。
実施例Ｉ
Ｍｇ ２．５ｗ＋、％、Ｃｒ Ｏ，１５ｕｉｔ％、Ｚｒ
Ｏ，１５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ ０．０２ｕ＋ｔ％、残部Ａ
Ｉ（合金１）、Ｍｇ５．６ｕ＋ｔ％、Ｃｒ ０．１ｕｌ
ｔ％、Ｍｎ ０．１ｕ＋ｔ％、Ｔｉ Ｏ，０２ｕ＋ｔ％
、残部ＡＩ（合金２）およびＭｇ ４，５ｗｔ％、Ｚｒ
０．２ｕ＋ｔ％、Ｍｎ ０．１ｕ＋ｔ％、Ｖ Ｏ，０
５ｉＩｌｔ％、Ｔｉ Ｏ，０２ｗｔ％、残部ＡＩ（合金
３）からなる厚さ４００ｍｍ鋳塊を通常のＤＣ鋳造法で
鋳造後、５１０’Ｃの温度で１２Ｈｒの均質化熱処理後
、４５０〜３００℃の温度における熱間圧延により４．
Ｏｍｍの板に加工し、４５０’Ｃで１０８ｒの加熱保持
を行ない、約１００℃／Ｈｒの冷却速度で冷却し、冷間
圧延で厚さ１．５■の板（冷間加工率６３％）の板を製
遺し、５５０℃にて、歪速度２ Ｘ １０−３／ｓｅｅ
で変形した。
Ｏ，１５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ ０．０２ｕ＋ｔ％、残部Ａ
Ｉ（合金１）、Ｍｇ５．６ｕ＋ｔ％、Ｃｒ ０．１ｕｌ
ｔ％、Ｍｎ ０．１ｕ＋ｔ％、Ｔｉ Ｏ，０２ｕ＋ｔ％
、残部ＡＩ（合金２）およびＭｇ ４，５ｗｔ％、Ｚｒ
０．２ｕ＋ｔ％、Ｍｎ ０．１ｕ＋ｔ％、Ｖ Ｏ，０
５ｉＩｌｔ％、Ｔｉ Ｏ，０２ｗｔ％、残部ＡＩ（合金
３）からなる厚さ４００ｍｍ鋳塊を通常のＤＣ鋳造法で
鋳造後、５１０’Ｃの温度で１２Ｈｒの均質化熱処理後
、４５０〜３００℃の温度における熱間圧延により４．
Ｏｍｍの板に加工し、４５０’Ｃで１０８ｒの加熱保持
を行ない、約１００℃／Ｈｒの冷却速度で冷却し、冷間
圧延で厚さ１．５■の板（冷間加工率６３％）の板を製
遺し、５５０℃にて、歪速度２ Ｘ １０−３／ｓｅｅ
で変形した。
超塑性変形による伸びについて第１表に示すが、本発明
に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法による材料の
方が、通常法による比較材に比べて、超塑性伸びは２倍
以上と格段に優れていることがわかる。
に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法による材料の
方が、通常法による比較材に比べて、超塑性伸びは２倍
以上と格段に優れていることがわかる。
第１表
実施例２
通常のＤＣ鋳造法で鋳造した実施例１０合金３（厚さ４
００ｍｍ）を、５１０℃の温度で１２Ｈｒの均質化熱処
理後、４５０〜３００℃の熱間圧延により厚さ７ 、５
ｍｍの板に加工し、４５０℃の温度で１０Ｈｒの加熱
保持を行ない、約１００℃／Ｈｒの冷却速度で冷却し、
第２表に示す冷間圧延および低温軟化焼鈍により厚さ１
．５■の材料を作製し、５５０℃に加熱後、歪速度２
Ｘ １０ ”’／ｓｅｅで変形した。本発明に係る超塑
性アルミニウム合金の製造方法により製造された材料は
超塑性伸びが、低温軟化焼鈍を行なわないものに比して
格段に優れていることがわかる。
００ｍｍ）を、５１０℃の温度で１２Ｈｒの均質化熱処
理後、４５０〜３００℃の熱間圧延により厚さ７ 、５
ｍｍの板に加工し、４５０℃の温度で１０Ｈｒの加熱
保持を行ない、約１００℃／Ｈｒの冷却速度で冷却し、
第２表に示す冷間圧延および低温軟化焼鈍により厚さ１
．５■の材料を作製し、５５０℃に加熱後、歪速度２
Ｘ １０ ”’／ｓｅｅで変形した。本発明に係る超塑
性アルミニウム合金の製造方法により製造された材料は
超塑性伸びが、低温軟化焼鈍を行なわないものに比して
格段に優れていることがわかる。
実施例３
通常のＤＣ鋳造法により鋳造した実施例１の合金３（厚
さ４００ｍｍ）を５１０℃の温度で１２８ｒの均質化処
理後、４５０〜３００℃の温度で熱間圧延を行なって厚
さ４．０闘の板に加工し、４５０℃の温度で１０８ｒの
加熱保持を行なった後、約１００℃／Ｈｒの冷却速度で
冷却後、冷開圧延で１．５ｍｍ厚の板に加工し、第３表
に示す加熱速度で５３０℃の温度で加熱軟化処理を行な
い、５５０°Ｃの温度で歪速度２Ｘ１０−’／ｓｅｃで
変形をした。
さ４００ｍｍ）を５１０℃の温度で１２８ｒの均質化処
理後、４５０〜３００℃の温度で熱間圧延を行なって厚
さ４．０闘の板に加工し、４５０℃の温度で１０８ｒの
加熱保持を行なった後、約１００℃／Ｈｒの冷却速度で
冷却後、冷開圧延で１．５ｍｍ厚の板に加工し、第３表
に示す加熱速度で５３０℃の温度で加熱軟化処理を行な
い、５５０°Ｃの温度で歪速度２Ｘ１０−’／ｓｅｃで
変形をした。
第３表
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法におけ
る加熱速度が１００°Ｃ／Ｈｒ以下である合金３では超
塑性伸びが約１／２以下となっている。
る加熱速度が１００°Ｃ／Ｈｒ以下である合金３では超
塑性伸びが約１／２以下となっている。
Ｌ発明の効果Ｊ
以上説明したように、本発明に係る超塑性アルミニウム
合金の製造方法は上記の構成を有しているものであるか
ら、適切な温度においてくびれ（ｎｅｃｋｉｎｇ）の局
所伸び等がない、優れた超塑性伸びを有する材料が得ら
れるという効果がある。
合金の製造方法は上記の構成を有しているものであるか
ら、適切な温度においてくびれ（ｎｅｃｋｉｎｇ）の局
所伸び等がない、優れた超塑性伸びを有する材料が得ら
れるという効果がある。
Claims (3)
- （１）Ｍｇ２〜７田ｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｎ ０．０５−１，５ｕ＋ｔ％、 Ｃｒ Ｏ，０５’
−０，５ｍｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５＋ｕｔ％、Ｖ
Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５ｗｔ％以
下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系
合金鋳塊を、４００〜５５０°Ｃの温度で均質化熱処理
を行ない、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱間加工
後、３５０〜５５０℃の温度に加熱保持し、１００℃／
Ｈｒ以上の冷却速度で冷却した後、少なくとも３０％以
上の冷間加工を行なうことを特徴とする超塑性アルミニ
ウム合金の製造方法。 - （２）Ｍｇ２〜７ｕ＋ｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｎ Ｏ，０５−１，５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０
，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋Ｌ％、Ｖ
Ｏ，０５−０，５＋ｕｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５１％以下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系
合金鋳塊を、４００〜５５０℃の温度で均質化熱処理を
行ない、次いで、３００〜５５０°Ｃの温度で熱間加工
後、３５０〜５５０°Ｃの温度に加熱保持し、１００℃
／Ｈｒ以上の冷却速度で冷却した後、２０〜６０％の冷
間加工を行ない、続いて３００℃以下の低温軟化焼鈍と
冷間加工を１回以上行なうことを特徴とする超塑性アル
ミニウム合金の製造方法。 - （３）Ｍｇ２〜７ｉｕｔ、％ を含有し、さらに、 Ｍｎ ０．０５−１，５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０
，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５〜０．５１１１ｔ％、Ｖ
Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋ｔ％
以下 の中から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部ＡＩおよび不純物からなるＡ１−Ｍｇ系
合金鋳塊を、４００〜５５０℃の温度で均質化熱処理を
行ない、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱間加工後
、３５０〜５５０℃の温度に加熱保持し、１００℃／Ｈ
ｒ以上の冷却速度で冷却した後、少なくとも３０％以上
の冷間加工を行なうか、或いは、２０〜６０％の冷間加
工を行ない、続いて３００℃以下の低温軟化焼鈍と冷間
加工を１回以上行ない、さらに、１００℃／Ｈｒ以上の
加熱速度で３５０〜５５０℃の温度に加熱軟化処理する
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 |
|---|---|---|---|
| JP9417684A JPS60238460A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP9417684A JPS60238460A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60238460A true JPS60238460A (ja) | 1985-11-27 |
| JPH039183B2 JPH039183B2 (ja) | 1991-02-07 |
Family
ID=14103029
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9417684A Granted JPS60238460A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60238460A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5540791A (en) * | 1993-07-12 | 1996-07-30 | Sky Aluminum Co., Ltd. | Preformable aluminum-alloy rolled sheet adapted for superplastic forming and method for producing the same |
| US5573608A (en) * | 1993-01-27 | 1996-11-12 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Superplastic aluminum alloy and process for producing same |
| US6261391B1 (en) | 1994-05-11 | 2001-07-17 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Aluminum alloy plate for super plastic molding capable of cold pre-molding, and production method for the same |
| JP2006307285A (ja) * | 2005-04-28 | 2006-11-09 | Furukawa Sky Kk | 高温成形用アルミニウム合金押出材 |
| CN105200285A (zh) * | 2015-10-26 | 2015-12-30 | 东北轻合金有限责任公司 | 一种具有超塑性的铝合金板材及其制造方法 |
-
1984
- 1984-05-11 JP JP9417684A patent/JPS60238460A/ja active Granted
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5573608A (en) * | 1993-01-27 | 1996-11-12 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Superplastic aluminum alloy and process for producing same |
| US6056835A (en) * | 1993-01-27 | 2000-05-02 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Superplastic aluminum alloy and process for producing same |
| US5540791A (en) * | 1993-07-12 | 1996-07-30 | Sky Aluminum Co., Ltd. | Preformable aluminum-alloy rolled sheet adapted for superplastic forming and method for producing the same |
| US6261391B1 (en) | 1994-05-11 | 2001-07-17 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Aluminum alloy plate for super plastic molding capable of cold pre-molding, and production method for the same |
| JP2006307285A (ja) * | 2005-04-28 | 2006-11-09 | Furukawa Sky Kk | 高温成形用アルミニウム合金押出材 |
| CN105200285A (zh) * | 2015-10-26 | 2015-12-30 | 东北轻合金有限责任公司 | 一种具有超塑性的铝合金板材及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH039183B2 (ja) | 1991-02-07 |
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