JPS60238461A - 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
- Publication number
- JPS60238461A JPS60238461A JP9417784A JP9417784A JPS60238461A JP S60238461 A JPS60238461 A JP S60238461A JP 9417784 A JP9417784 A JP 9417784A JP 9417784 A JP9417784 A JP 9417784A JP S60238461 A JPS60238461 A JP S60238461A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- heating
- aluminum alloy
- superplastic
- holding
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (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
【発明の詳細な説明】
[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、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、ある外的条件の下で材料がくびれ(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、ある外的条件の下で材料がくびれ(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ある。
料の結晶粒径を微細に制御することが必須である。
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℃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
大すくなってしまい、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℃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
大すくなってしまい、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1
本発明は上記に説明したように、いままでは、AI−M
、系のアルミニウム合金では困難であった微細結晶組織
を得ることができる超塑性アルミニウム合金の製造方法
を提供するものである。
、系のアルミニウム合金では困難であった微細結晶組織
を得ることができる超塑性アルミニウム合金の製造方法
を提供するものである。
[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) Mg2〜7u+t%
を含有し、さらに、
Mn 0.05−1.5+ut%、Cr O,05−0
,5+ut%、Zr O,05−0,5u+t%、V
O,05〜0,5wt%、Ti 0.15u+t%以下 を含有し、残部AI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
を行なった後、第1回の加熱保持を450−550℃の
温度で0.510Hr行ない、次に、第2回の加熱温度
主で冷却し、350〜4.50℃の温度で0.5−50
Hrの第2回の加熱保持を行ない、30℃/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る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)Mg2〜7wt% を含有し、さらに、 Mn O,05−1,5u+t%、Cr O,05−0
,5wt%、Z r O,05−0,5wt%、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NIl/1k
hn、WB LH?p+ 、1A−+ 、−n Q A
A −【 t’ A ’7の温度で熱間加工を行なっ
た後、第1回の加熱保持を450−550℃の温度で0
.5−fOHr行ない、次に、第2回の加熱温度まで冷
却し、350−45.0℃の温度で0.5−50Hrの
第2回の加熱保持を行ない、30℃/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)Mg2〜7+ut% を含有し、さらに、 Mn 0.05−1,5u+t%、Cr 0.05−0
,5u+t%、Zr 0.05−0,5u+t%、V
O,05−0,5u+t%、Ti 0.15u+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、4’00〜550℃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
を行なった後、第1回の加熱保持を450−550°C
の温度で0.5−10Hr行ない、次に、第2回の加熱
温度まで冷却し、350〜450°Cの温度で0.5〜
50Hrの第2回の加熱保持を行ない、30℃/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%の冷開加工を
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’C/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を
第3の発明とする3つの発明よりなるものである。
,5+ut%、Zr O,05−0,5u+t%、V
O,05〜0,5wt%、Ti 0.15u+t%以下 を含有し、残部AI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
を行なった後、第1回の加熱保持を450−550℃の
温度で0.510Hr行ない、次に、第2回の加熱温度
主で冷却し、350〜4.50℃の温度で0.5−50
Hrの第2回の加熱保持を行ない、30℃/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る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)Mg2〜7wt% を含有し、さらに、 Mn O,05−1,5u+t%、Cr O,05−0
,5wt%、Z r O,05−0,5wt%、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NIl/1k
hn、WB LH?p+ 、1A−+ 、−n Q A
A −【 t’ A ’7の温度で熱間加工を行なっ
た後、第1回の加熱保持を450−550℃の温度で0
.5−fOHr行ない、次に、第2回の加熱温度まで冷
却し、350−45.0℃の温度で0.5−50Hrの
第2回の加熱保持を行ない、30℃/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)Mg2〜7+ut% を含有し、さらに、 Mn 0.05−1,5u+t%、Cr 0.05−0
,5u+t%、Zr 0.05−0,5u+t%、V
O,05−0,5u+t%、Ti 0.15u+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、4’00〜550℃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
を行なった後、第1回の加熱保持を450−550°C
の温度で0.5−10Hr行ない、次に、第2回の加熱
温度まで冷却し、350〜450°Cの温度で0.5〜
50Hrの第2回の加熱保持を行ない、30℃/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%の冷開加工を
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’C/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−、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−、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2+ut%未満では充分な強度が得られず、また
、7iut%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2〜7+llt%
とする。
、7iut%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2〜7+llt%
とする。
Mn、Cr5Zr、■は含有量が0.05u+t%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 1.5iut%、Cr、 Zr、V O,5u+t
%およびTiO,15+ut%を越えて含有されると鋳
造時に充分な固溶が得られず、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0.0
5〜1.5u+t%、Cr含有量は0.05−0.5u
+t%、Zr O,05二0.5田t%、V O,05
〜0,5u+t%、T1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 1.5iut%、Cr、 Zr、V O,5u+t
%およびTiO,15+ut%を越えて含有されると鋳
造時に充分な固溶が得られず、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0.0
5〜1.5u+t%、Cr含有量は0.05−0.5u
+t%、Zr O,05二0.5田t%、V O,05
〜0,5u+t%、T1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0.25+llt%を越えると不溶出の晶出物が
生成し、伸びの低下が著しくなるので、FeおよびSi
の含有量は極力抑制する必要がある。
有量が0.25+llt%を越えると不溶出の晶出物が
生成し、伸びの低下が著しくなるので、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金の製造方法
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を、内部に不均質に分布し
ている主要元素の均質化および熱間加工性を向上させる
ため、400〜550℃の温度において充分な時間均質
化熱処理を行ない、続いて、300〜550℃の温度で
熱間加工を行なって所定の板厚まで加工し、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、30%
以上の冷間加工を行なうとより微細な結晶粒が得られ超
塑性伸びも大きくなる。
合金を鋳造して得られた鋳塊を、内部に不均質に分布し
ている主要元素の均質化および熱間加工性を向上させる
ため、400〜550℃の温度において充分な時間均質
化熱処理を行ない、続いて、300〜550℃の温度で
熱間加工を行なって所定の板厚まで加工し、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、30%
以上の冷間加工を行なうとより微細な結晶粒が得られ超
塑性伸びも大きくなる。
この熱間加工された材料は450〜550°Cの温度で
0.5〜10Hrの第1回の加熱保持を行ない、続いて
第2回の加熱保持温度まで冷却し、350−45 (1
℃の温度で0.5−508rの第2回の加熱保持を行な
い、30℃/Hr以上の冷却速度で冷却する。この加熱
保持の温度が高い稈時問は短時間で良い。
0.5〜10Hrの第1回の加熱保持を行ない、続いて
第2回の加熱保持温度まで冷却し、350−45 (1
℃の温度で0.5−508rの第2回の加熱保持を行な
い、30℃/Hr以上の冷却速度で冷却する。この加熱
保持の温度が高い稈時問は短時間で良い。
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
回の加熱保持により遷移元素Mn、Cr、Zr等とA1
との金属間化合物MnAl6、Cr2A13Al、a、
ZrAl3等が析出し、次の冷間加工後の超塑性温度域
での加熱によって材料中に生成される微細粒組織が保持
されて超塑性が得られる。
出している溶質元素はその大部分が固溶され、続く第2
回の加熱保持により遷移元素Mn、Cr、Zr等とA1
との金属間化合物MnAl6、Cr2A13Al、a、
ZrAl3等が析出し、次の冷間加工後の超塑性温度域
での加熱によって材料中に生成される微細粒組織が保持
されて超塑性が得られる。
また、この2回の加熱保持は加熱保持を1回で行なった
場合に比較して、遷移元素の析出形態が微細なことおよ
び若干のMg等とA1との高温時効析出物が形成される
ために、加熱保持後の冷却速度も30°C/Hr以上と
遅くなっても良く、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、さらに
微細な結晶粒が生成され超塑性伸びの大きいものが得ら
れる。
場合に比較して、遷移元素の析出形態が微細なことおよ
び若干のMg等とA1との高温時効析出物が形成される
ために、加熱保持後の冷却速度も30°C/Hr以上と
遅くなっても良く、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、さらに
微細な結晶粒が生成され超塑性伸びの大きいものが得ら
れる。
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、続く冷間加工で転位が導入され易くなる。
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、続く冷間加工で転位が導入され易くなる。
この加熱保持後の冷却速度は30℃/Hr未渦になると
超塑性伸びが得られにくくなる。
超塑性伸びが得られにくくなる。
冷却後、少なくとも30%以上の冷間加工を行なうので
あるが、30%未満の加工率では充分微細な結晶粒が得
られない。
あるが、30%未満の加工率では充分微細な結晶粒が得
られない。
また、20〜60%の冷間加工とこれに続く300℃以
下の低温軟化焼鈍とを1回以上行なうこともでき、この
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。
下の低温軟化焼鈍とを1回以上行なうこともでき、この
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
を持つ転位の下部組織が高密度に形成される。この材料
を通常0,5Tm(Tm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、転位組織が高密度程、中細粒
組織が得られ超塑性伸び力伏きくなる。そして、一度再
結晶が完了すると、結晶粒界のエネルギーを減少するた
めに転位が移動して結晶粒は粗大化する傾向があり、こ
の粗大化した結晶粒が超塑性変形を阻害することになる
。
を持つ転位の下部組織が高密度に形成される。この材料
を通常0,5Tm(Tm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、転位組織が高密度程、中細粒
組織が得られ超塑性伸び力伏きくなる。そして、一度再
結晶が完了すると、結晶粒界のエネルギーを減少するた
めに転位が移動して結晶粒は粗大化する傾向があり、こ
の粗大化した結晶粒が超塑性変形を阻害することになる
。
よって、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方
法においては、熱間圧延後の加熱保持中に形成されたM
nAl5、Cr2Mg:+AL+6、ZrA、13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、微細粒組織を保持するものである。即ち、析
出物の寸法が小さ過ぎたり、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。
法においては、熱間圧延後の加熱保持中に形成されたM
nAl5、Cr2Mg:+AL+6、ZrA、13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、微細粒組織を保持するものである。即ち、析
出物の寸法が小さ過ぎたり、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
においては、冷間加工のままの材料を超塑性加工しても
よいが、100℃/Hr以上の加熱速度で加熱し、35
0〜550℃の温度で加熱軟化処理を行なってから超塑
性加工を行なうこともでトる。
においては、冷間加工のままの材料を超塑性加工しても
よいが、100℃/Hr以上の加熱速度で加熱し、35
0〜550℃の温度で加熱軟化処理を行なってから超塑
性加工を行なうこともでトる。
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
て製造された微細結晶粒超塑性材料は適切な温度(通常
400℃以上)において、くびれ(局所伸び)が発生す
ることなく500%以トの超塑性伸びが得られる。
て製造された微細結晶粒超塑性材料は適切な温度(通常
400℃以上)において、くびれ(局所伸び)が発生す
ることなく500%以トの超塑性伸びが得られる。
[実施例]
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
M82゜5u+t%、Cr O,15u+t%、Zr
0.15u+t%、Ti 0.02u+t%、残部AI
(合金1)、Mg5.6u+t%、Cr 0.1wt%
、Mn 0.1u+t%、Ti O,02u+t%、残
部AI(合金2)およびMg4.5+ut%、Zr O
,2u+t%、Mn 0.1+ut%、’J 0005
u+t%、Ti O,02u+t%、残部AI(合金3
)の厚さ400n+m鋳塊を通常のDC鋳造法で鋳造し
後、510℃の温度で12Hrの均質化熱処理後、45
0〜300℃の温度における熱間圧延により、40mm
の板に圧延し、540’Cで3Hrおよび420°Cで
10時間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 +nrrlの
板(冷間加工率63%)を製造し、550℃で歪速度2
×10〜’/seeにて変形した。
0.15u+t%、Ti 0.02u+t%、残部AI
(合金1)、Mg5.6u+t%、Cr 0.1wt%
、Mn 0.1u+t%、Ti O,02u+t%、残
部AI(合金2)およびMg4.5+ut%、Zr O
,2u+t%、Mn 0.1+ut%、’J 0005
u+t%、Ti O,02u+t%、残部AI(合金3
)の厚さ400n+m鋳塊を通常のDC鋳造法で鋳造し
後、510℃の温度で12Hrの均質化熱処理後、45
0〜300℃の温度における熱間圧延により、40mm
の板に圧延し、540’Cで3Hrおよび420°Cで
10時間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 +nrrlの
板(冷間加工率63%)を製造し、550℃で歪速度2
×10〜’/seeにて変形した。
第1表に示したように、超塑性伸びについて本発明に係
る超塑性アルミニウム合金の製造方法と比較例の従来法
とでは、本発明の方が2倍以上となっている。
る超塑性アルミニウム合金の製造方法と比較例の従来法
とでは、本発明の方が2倍以上となっている。
第1表
実施例2
通常のDC鋳造法で鋳造した実施例1の合金3(厚さ4
00 +n+++)を、510°Cの温度で128rの
均質化熱処理後、450〜300°Cの熱間圧延により
厚さ7.5mmの板に加工し、540℃の温度で3Hr
および420 ’(:の温度で10Hrの加熱保持を行
ない、約100°C/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1.5m
mの材料を作製し、550’Cに加熱後、歪速度2 X
10 ”/sec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。
00 +n+++)を、510°Cの温度で128rの
均質化熱処理後、450〜300°Cの熱間圧延により
厚さ7.5mmの板に加工し、540℃の温度で3Hr
および420 ’(:の温度で10Hrの加熱保持を行
ない、約100°C/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1.5m
mの材料を作製し、550’Cに加熱後、歪速度2 X
10 ”/sec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。
第2表
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°Cの温度で12Hr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.Ommの板に加工し、540℃で38rおよび
450℃の温度で108rの加熱保持を行なった後、約
100’C/Hrの冷却速度で冷却後、冷間圧延で1.
5mm厚(冷間加工率63%)の板に加工し、第3表に
示す加熱速度で530°Cの温度で加熱軟化処理を行な
い、550℃の温度で歪速度2 X 10−’/sec
で変形をした。
さ400mm)を510°Cの温度で12Hr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.Ommの板に加工し、540℃で38rおよび
450℃の温度で108rの加熱保持を行なった後、約
100’C/Hrの冷却速度で冷却後、冷間圧延で1.
5mm厚(冷間加工率63%)の板に加工し、第3表に
示す加熱速度で530°Cの温度で加熱軟化処理を行な
い、550℃の温度で歪速度2 X 10−’/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℃/Hr以下であるNo、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℃/Hr以下であるNo、3では超
塑性伸びが約1/2以下となっている。
[発明の効果]
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)Mg2〜7wt% を含有し、さらに、 Mn 0.05−1.5wt%、Cr O,05〜0,
5wt%、Zr O,05−0,5111t%、V 0
605〜0.5u+t%、Ti 0.15wt%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℃の温度で均質化熱処理を
行ない、次いで、300〜550℃の温度で熱間加工を
行なった後、第1回の加熱保持を450〜550°Cの
温度で0.5−1.OHr行ない、次に、第2回の加熱
温度まで冷却し、350−450℃の温度で0.5−5
0Hrの第2回の加熱保持を行ない、30℃/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%、Or 0.05−0
,5u+t%、Z、r O,05−0,5u+t%、V
O,05−0,5wL%、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、40.0〜550℃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
を行なった後、第1回の加熱保持を450〜550℃の
温度で0.5〜1OHr行ない、次に、第2回の加熱温
度まで冷却し、350−450°Cの温度で0.5−5
0I−1rの第2回の加熱保持を行ない、30°C/H
r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)Mg2〜7田t% を含有し、さらに、 Mn 0.05−1.5+llt%、Cr 0.05−
0,5u+t%、Zr O,05〜O,’5wt%、V
O,05−0,5wt%、Ti 0015wt%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℃の温度で均質イ”ヒ熱処
理を行ない、次いで、300〜550℃の温度で熱間加
工を行なった後、第1回の加熱保持を450”−550
℃の温度で0.5−10Hr行ない、次に、第2回の加
熱温度まで冷却り35 o−7450℃の温度で0.5
−50Hrの第2回の加熱保持を行ない、30°C/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’C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 |
---|---|---|---|
JP9417784A JPS60238461A (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 |
---|---|---|---|
JP9417784A JPS60238461A (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 |
---|---|
JPS60238461A true JPS60238461A (ja) | 1985-11-27 |
JPS62225B2 JPS62225B2 (ja) | 1987-01-06 |
Family
ID=14103056
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9417784A Granted JPS60238461A (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) | JPS60238461A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6376857A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Showa Alum Corp | 鏡面加工用アルミニウム合金の製造方法 |
JPH04218635A (ja) * | 1990-06-11 | 1992-08-10 | Sky Alum Co Ltd | 超塑性成形用アルミニウム合金圧延板 |
WO2007080938A1 (ja) * | 2006-01-12 | 2007-07-19 | Furukawa-Sky Aluminum Corp. | 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法 |
CN115896652A (zh) * | 2022-12-01 | 2023-04-04 | 中南大学 | 一种高应变速率超塑性铝锂合金细晶板材的制备方法 |
-
1984
- 1984-05-11 JP JP9417784A patent/JPS60238461A/ja active Granted
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6376857A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Showa Alum Corp | 鏡面加工用アルミニウム合金の製造方法 |
JPH0215626B2 (ja) * | 1986-09-19 | 1990-04-12 | Showa Aluminium Co Ltd | |
JPH04218635A (ja) * | 1990-06-11 | 1992-08-10 | Sky Alum Co Ltd | 超塑性成形用アルミニウム合金圧延板 |
WO2007080938A1 (ja) * | 2006-01-12 | 2007-07-19 | Furukawa-Sky Aluminum Corp. | 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法 |
US8500926B2 (en) | 2006-01-12 | 2013-08-06 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | Aluminum alloy material for high-temperature/high-speed molding, method of producing the same, and method of producing a molded article of an aluminum alloy |
CN115896652A (zh) * | 2022-12-01 | 2023-04-04 | 中南大学 | 一种高应变速率超塑性铝锂合金细晶板材的制备方法 |
CN115896652B (zh) * | 2022-12-01 | 2024-05-03 | 中南大学 | 一种高应变速率超塑性铝锂合金细晶板材的制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS62225B2 (ja) | 1987-01-06 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US4618382A (en) | Superplastic aluminium alloy sheets | |
JP3022922B2 (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 | |
JPS623226B2 (ja) | ||
JPS6119705B2 (ja) | ||
JPS60238461A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
JPS60238460A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
JPS5953347B2 (ja) | 航空機ストリンガ−素材の製造法 | |
JPS60251260A (ja) | 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 | |
JPS6058299B2 (ja) | 成形性の優れたAl−Zn−Mg−Cu系合金材の製造法 | |
JPS6157384B2 (ja) | ||
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 | |
JPH05132745A (ja) | 成形性に優れたアルミニウム合金の製造方法 | |
JPS6157386B2 (ja) | ||
JPS6157383B2 (ja) | ||
JPS6286150A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
JPS62226B2 (ja) | ||
JPH07150282A (ja) | 結晶粒制御により成形性及び焼付硬化性に優れたAl−Mg−Si系合金板及びその製造方法 | |
JPS6157387B2 (ja) | ||
JPS622024B2 (ja) | ||
JPH03130351A (ja) | 微細かつ等軸的組識を有するチタン及びチタン合金の製造方法 | |
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 | |
JPS6318042A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
JPH01279726A (ja) | 超塑性アルミニウム合金及びその製造方法 | |
JPS62170462A (ja) | 超塑性アルミニウム合金材の製造方法 |