JPS6086249A - 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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- JPS6086249A JPS6086249A JP19359883A JP19359883A JPS6086249A JP S6086249 A JPS6086249 A JP S6086249A JP 19359883 A JP19359883 A JP 19359883A JP 19359883 A JP19359883 A JP 19359883A JP S6086249 A JPS6086249 A JP S6086249A
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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】
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−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度超塑性アル
ミニウム合金の製造方法に関する。
らに詳しくは、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度超塑性アル
ミニウム合金の製造方法に関する。
超塑性とは、ある外的条件の下で材料がくびれ（ｎｅｃ
ｋｉｎｇ）なしに、数１００−１００ （１％の巨大な
伸びを生じる現象であり、恒温変態を利用した変態超塑
性と微細粒結晶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。そして、この徽＃４１１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。
ｋｉｎｇ）なしに、数１００−１００ （１％の巨大な
伸びを生じる現象であり、恒温変態を利用した変態超塑
性と微細粒結晶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。そして、この徽＃４１１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。
一般に、高強度アルミニウム合金は、銚遣後鋳塊を、１
． ＯＯ〜５５ （１’Ｃの温度で均質化処理を行ない
、次いで、３５０〜５５０℃の温度で熱間加工および冷
間加工を行なってか呟４５０〜５５０°Ｃの温度で溶体
化処理、時効処理を行なって所望の材料とするのである
が、このような通常の工程では結晶粒は４０〜１００μ
ＩＩＩと大浮くなってしまい、高温において変形を行な
っても超塑性伸びは得られない。
． ＯＯ〜５５ （１’Ｃの温度で均質化処理を行ない
、次いで、３５０〜５５０℃の温度で熱間加工および冷
間加工を行なってか呟４５０〜５５０°Ｃの温度で溶体
化処理、時効処理を行なって所望の材料とするのである
が、このような通常の工程では結晶粒は４０〜１００μ
ＩＩＩと大浮くなってしまい、高温において変形を行な
っても超塑性伸びは得られない。
本発明は上記に説明したように、いままでは、Ａｌ ７
．ｎ ｈ鞘糸の高強度アルミニウム合金では困デ１１で
あった微細粒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。
．ｎ ｈ鞘糸の高強度アルミニウム合金では困デ１１で
あった微細粒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。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法は、（
］）Ｚｎ３〜８田Ｌ％、Ｍｇ Ｏ，５〜３帆％を必須成
分と腰Ｃｕ３ｕ＋１％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−２，Ｏｕ
＋Ｌ％、Ｃｒ ０Ｊ）５−２．Ｏｕ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．
０５−０，５ｕ＋ｔ％、＼・”０．０５〜０．５＋＋＋
１％、Ｔｉ ０．１５ｕｌｔ％以下の中から選んだ１種
または２ ＋１．以」二を含有し、残部ｌ＼１および不
純物からなるＡＩ−Ｚｎ−ＭＨ系系合金氷塊１、！！、
＋ｉ ｔｉ〜５５ Ｉ）’Ｃの温度において均質化熱
処理を行ない、次いで、３５０〜５０ （１”Ｑ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− ］ ｆ’ｌ ＩＨｒ
行ない、次に、第２回の加熱記度主で冷ノ：ｌＩ Ｌ、
３５０〜４５０℃の温度で０．５〜５（ＩＨｒの第２回
の加熱保持を行ない、３（じＣ／ Ｉ−１ｒ以−にの冷
」；ｌ速度で冷却してか呟少なくとも３ Ｃ１％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
合金の製造方法を第１の発明とし、（２）Ｚｎ３〜８畏
１％、−０，５〜３ｗｔ％を必須成分とし、Ｃｕ ３ｕ
＋ｔ％以下、Ｍ ｎｏ、０５−２．Ｏｕ＋Ｉ％、Ｃｒ
０００５−０，５ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５＋
ｕ１．％、＼７０．０５−０．５；１％、Ｔ１０．１５
ｕ１１％以下の中から選んだ１種または２種以」―を含
有し、残部 ｌ＼１′および不純物からなるＡ Ｉ−Ｚ
ｎ −’Ｐ＝旬系鞘糸ダＩ隈を、４００〜５５０ ’
Ｃの温度において均質化熱処理を行ない、次いで、３５
Ｃ１〜５°０°Ｃの温度で熱間加工を行なった後、第１
回の加熱保持を４５０−５ Ｓ Ｏ’Ｃの温度でＯ，５
−１０ト１ｒ行ない、次に、第２回の加熱温度まで冷却
し、３５０−４５＋１ ”Ｃの温度で０．５’−５０）
（ｒの第２回の加熱保持を行ない、３０°（’、／ Ｈ
ｒ以］二の冷却速度で冷却してか呟２０−６０％の冷間
加工を行なり）、続いて３００’Ｃｌ２Ｊ、下の低温焼
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）
Ｚｎ３〜８ｕ＋Ｉ％、Ｎ旬０，５−３ｗＬ％を必須成分
とし、Ｃｕ ３ｔｕＬ％以下、Ｍｎ ０．０５−２．０
ｗｔ％、Ｃｒ ０．０５−２．Ｏｕ＋ｔ％、７ｒ’０．
０５−０．５ｕ＋１％、Ｖ Ｏ，’０５−０．ｈＬ％、
Ｔｉ０．１５１％以下の中から選んだ１種または２種以
」二を含有し残部Ａ１および不純物からなるＡＩ−Ｚｎ
−Ｎ軸系合金鋳塊を、４．１）（１〜５５０°Ｃの温度
において均質化熱処理を行ない、次いで、３５０〜５
（、） （１’（Ｊ、の温度で熱間加工を行なった後、
第１回の加熱保持を、ｉ ５ ｆ’１〜５５０ ’Ｃの
温度で０６！′１〜ｌ ＯＩｒ行ない、次に、１２回の
加熱温度まで冷却し、３５０−４．５ （１”Ｃ，の温
度で０．５−５０１−１ｒの第２回の加熱保持を行ない
、３０°Ｃ／ Ｈｒ以」−の冷却速度で冷却してから、
少なくとも３０％以−にの冷間加工を行なうか、或いは
、２０〜６０％の冷冷間加工を行ない、続いて３ （Ｉ
Ｔｌ ”Ｃ以下の低温軟化焼鈍と冷間加工を１同以」
−行ない、さらに、］ ０ （’ｌ ’Ｃ／ ｌＩｒ以
上の速度で３Ｓｆ’ｌ−５５０’Ｃ（７）温度で加熱軟
化処理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３の発明とする３つの発明よ１）なる
ものである。
］）Ｚｎ３〜８田Ｌ％、Ｍｇ Ｏ，５〜３帆％を必須成
分と腰Ｃｕ３ｕ＋１％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−２，Ｏｕ
＋Ｌ％、Ｃｒ ０Ｊ）５−２．Ｏｕ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．
０５−０，５ｕ＋ｔ％、＼・”０．０５〜０．５＋＋＋
１％、Ｔｉ ０．１５ｕｌｔ％以下の中から選んだ１種
または２ ＋１．以」二を含有し、残部ｌ＼１および不
純物からなるＡＩ−Ｚｎ−ＭＨ系系合金氷塊１、！！、
＋ｉ ｔｉ〜５５ Ｉ）’Ｃの温度において均質化熱
処理を行ない、次いで、３５０〜５０ （１”Ｑ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− ］ ｆ’ｌ ＩＨｒ
行ない、次に、第２回の加熱記度主で冷ノ：ｌＩ Ｌ、
３５０〜４５０℃の温度で０．５〜５（ＩＨｒの第２回
の加熱保持を行ない、３（じＣ／ Ｉ−１ｒ以−にの冷
」；ｌ速度で冷却してか呟少なくとも３ Ｃ１％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
合金の製造方法を第１の発明とし、（２）Ｚｎ３〜８畏
１％、−０，５〜３ｗｔ％を必須成分とし、Ｃｕ ３ｕ
＋ｔ％以下、Ｍ ｎｏ、０５−２．Ｏｕ＋Ｉ％、Ｃｒ
０００５−０，５ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５＋
ｕ１．％、＼７０．０５−０．５；１％、Ｔ１０．１５
ｕ１１％以下の中から選んだ１種または２種以」―を含
有し、残部 ｌ＼１′および不純物からなるＡ Ｉ−Ｚ
ｎ −’Ｐ＝旬系鞘糸ダＩ隈を、４００〜５５０ ’
Ｃの温度において均質化熱処理を行ない、次いで、３５
Ｃ１〜５°０°Ｃの温度で熱間加工を行なった後、第１
回の加熱保持を４５０−５ Ｓ Ｏ’Ｃの温度でＯ，５
−１０ト１ｒ行ない、次に、第２回の加熱温度まで冷却
し、３５０−４５＋１ ”Ｃの温度で０．５’−５０）
（ｒの第２回の加熱保持を行ない、３０°（’、／ Ｈ
ｒ以］二の冷却速度で冷却してか呟２０−６０％の冷間
加工を行なり）、続いて３００’Ｃｌ２Ｊ、下の低温焼
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）
Ｚｎ３〜８ｕ＋Ｉ％、Ｎ旬０，５−３ｗＬ％を必須成分
とし、Ｃｕ ３ｔｕＬ％以下、Ｍｎ ０．０５−２．０
ｗｔ％、Ｃｒ ０．０５−２．Ｏｕ＋ｔ％、７ｒ’０．
０５−０．５ｕ＋１％、Ｖ Ｏ，’０５−０．ｈＬ％、
Ｔｉ０．１５１％以下の中から選んだ１種または２種以
」二を含有し残部Ａ１および不純物からなるＡＩ−Ｚｎ
−Ｎ軸系合金鋳塊を、４．１）（１〜５５０°Ｃの温度
において均質化熱処理を行ない、次いで、３５０〜５
（、） （１’（Ｊ、の温度で熱間加工を行なった後、
第１回の加熱保持を、ｉ ５ ｆ’１〜５５０ ’Ｃの
温度で０６！′１〜ｌ ＯＩｒ行ない、次に、１２回の
加熱温度まで冷却し、３５０−４．５ （１”Ｃ，の温
度で０．５−５０１−１ｒの第２回の加熱保持を行ない
、３０°Ｃ／ Ｈｒ以」−の冷却速度で冷却してから、
少なくとも３０％以−にの冷間加工を行なうか、或いは
、２０〜６０％の冷冷間加工を行ない、続いて３ （Ｉ
Ｔｌ ”Ｃ以下の低温軟化焼鈍と冷間加工を１同以」
−行ない、さらに、］ ０ （’ｌ ’Ｃ／ ｌＩｒ以
上の速度で３Ｓｆ’ｌ−５５０’Ｃ（７）温度で加熱軟
化処理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３の発明とする３つの発明よ１）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、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。
いて説明する。
Ｚｎは含有量が３ｕ＋Ｌ％未満では充分な強度が得らｈ
ず、また、軸Ｌ％を越える含有量では延性、耐蝕性が損
なわれる。よって、Ｚｎ含有量は３〜８ｔｕｔ％とする
。
ず、また、軸Ｌ％を越える含有量では延性、耐蝕性が損
なわれる。よって、Ｚｎ含有量は３〜８ｔｕｔ％とする
。
Ｍ、は０．５ｗＬ％未満では充分な強度が得られず、ま
た、３ＩＩＩＬ％を越える含有量では冷間加工性が損な
われる。よって、Ｍｇ含有量は０．５〜３１％とする。
た、３ＩＩＩＬ％を越える含有量では冷間加工性が損な
われる。よって、Ｍｇ含有量は０．５〜３１％とする。
Ｃｕは３ｗｔ％を越えて含有されると延性、靭性が損な
われる。よって、Ｃｕ含有量は３１１１％以下とする。
われる。よって、Ｃｕ含有量は３１１１％以下とする。
卜り１１、Ｃｒ、 ７．ｒ、＼・′は夫々０．０５＋ｎ
ｔ％未ｉ；Ｎｉでは後述するように微細な結晶粒が得ら
れず、また、Ｍｎ ２．０ｗｔ％、Ｃｒ、 Ｚｒ、＼ｌ
が夫々０，５ ｕ＋ｔ％およびＴｉ ００Ｔ５ｔｕＬ％
を越えて含有されると鋳造時に充分に固溶されず、巨大
金属間化合物が発生して充分な伸びが得られない。よっ
て、Ｍｎ含有量は０、０５−２．０ＩＩｌｔ％、Ｃｒ含
有量は０．０５−０．５ｗｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，
５１１１１％、＼’ ０．０５＊０．５ｗＬ％、ＴｉＯ
，Ｉ５ｕ＋１％以下とする。
ｔ％未ｉ；Ｎｉでは後述するように微細な結晶粒が得ら
れず、また、Ｍｎ ２．０ｗｔ％、Ｃｒ、 Ｚｒ、＼ｌ
が夫々０，５ ｕ＋ｔ％およびＴｉ ００Ｔ５ｔｕＬ％
を越えて含有されると鋳造時に充分に固溶されず、巨大
金属間化合物が発生して充分な伸びが得られない。よっ
て、Ｍｎ含有量は０、０５−２．０ＩＩｌｔ％、Ｃｒ含
有量は０．０５−０．５ｗｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，
５１１１１％、＼’ ０．０５＊０．５ｗＬ％、ＴｉＯ
，Ｉ５ｕ＋１％以下とする。
なお、不純物とＬ′Ｃ含有されることがあるＦｅ、Ｓｌ
は含有量かＯ，ｌ５ｗｔ％を越えると不溶性の晶出物か
発生して伸びの低下が著しくなる。よって、Ｆｃおよび
Ｓｌの含有量は夫々Ｏ，Ｉ５ｕ＋ｔ％ｌ：ノ、下とする
。
は含有量かＯ，ｌ５ｗｔ％を越えると不溶性の晶出物か
発生して伸びの低下が著しくなる。よって、Ｆｃおよび
Ｓｌの含有量は夫々Ｏ，Ｉ５ｕ＋ｔ％ｌ：ノ、下とする
。
次に、熱処理法についで説明する。
−１−記に説明した含有成分および成分割合のアルミニ
ウム合金を鋳造しで１）１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
−１−させるため１，１００〜５５０°Ｃの温度におい
て充分な時間均質化熱部Ｊ＋１１を行ない。
ウム合金を鋳造しで１）１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
−１−させるため１，１００〜５５０°Ｃの温度におい
て充分な時間均質化熱部Ｊ＋１１を行ない。
続いて、３５（）〜５（）０°Ｃの温度で熱間加Ｔ−を
行なって所定の板厚まで′加工し、粗いＳ）を造鉗織は
熱１ｉｌ ファイバー釦織となると同時に糺織内にＺｎ
、”Ｉｇ、 Ｃｕ笠の析出物およびＭｎ、 Ｃｒ、 Ｚ
ｒ、〜“、Ｔ１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」−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。
行なって所定の板厚まで′加工し、粗いＳ）を造鉗織は
熱１ｉｌ ファイバー釦織となると同時に糺織内にＺｎ
、”Ｉｇ、 Ｃｕ笠の析出物およびＭｎ、 Ｃｒ、 Ｚ
ｒ、〜“、Ｔ１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」−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
０．５〜１（１１−１ｒ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
０°Ｃの温度で（１，Ｓ −５０１−１ｒの第２回の加
熱保持を行ない、３（１’ｃ／ト１ｒ以」二の冷却速度
で冷却する。この加熱保持の温度か高い程時間は短時間
で良い。
０．５〜１（１１−１ｒ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
０°Ｃの温度で（１，Ｓ −５０１−１ｒの第２回の加
熱保持を行ない、３（１’ｃ／ト１ｒ以」二の冷却速度
で冷却する。この加熱保持の温度か高い程時間は短時間
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＋１２移元素Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等とＡ１
との金属間化合物 Ｍ ｎ Ａ ｌ ６、Ｃｒ２Ｍｇ５
Ａ１１−１ＺｒＡ１３等が析出し、次の冷間加］二後の
超塑性温度域での加熱によって材料中に生成される微１
ＩＩＩ を員■織が保持されて超塑性が得られる。
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＋１２移元素Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等とＡ１
との金属間化合物 Ｍ ｎ Ａ ｌ ６、Ｃｒ２Ｍｇ５
Ａ１１−１ＺｒＡ１３等が析出し、次の冷間加］二後の
超塑性温度域での加熱によって材料中に生成される微１
ＩＩＩ を員■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ｔ、′ｌ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Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕ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３
０ ”Ｃ／ Ｈｒと遅くなっても良く、製造がより容易
となり、がっ、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
の太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１）歪エネルギーが低減され、続く冷間加工で転
位か導入され易くなる。
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Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕ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３
０ ”Ｃ／ Ｈｒと遅くなっても良く、製造がより容易
となり、がっ、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
の太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１）歪エネルギーが低減され、続く冷間加工で転
位か導入され易くなる。
この加熱保持後の冷却速度は３０°Ｃ／ Ｈｒ未満にな
ると超塑性伸びが得られにくくなる。
ると超塑性伸びが得られにくくなる。
冷却後、少なくとも３０％以−）二の冷間加］−を行な
うのであるか、３０％未１１：らの加工率では充分微細
な結晶粒か２１１られない。
うのであるか、３０％未１１：らの加工率では充分微細
な結晶粒か２１１られない。
マタ、２０〜６０％の冷間加工とこれに続く３０ ＋１
’Ｃ以下の低温軟化焼鈍とを１回以−に行なうことも
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ＷＩ細化される。
’Ｃ以下の低温軟化焼鈍とを１回以−に行なうことも
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ＷＩ細化される。
このように冷間加工された材料には、高いＴｆ、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 ’、 Ｓ ＴＪ Ｔａｎ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°Ｃ以上）に加熱すると高密度の転位組織な起
恵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、微細粒組織が得られ超塑性伸びが大きくなる
。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）成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。
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 ’、 Ｓ ＴＪ Ｔａｎ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°Ｃ以上）に加熱すると高密度の転位組織な起
恵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、微細粒組織が得られ超塑性伸びが大きくなる
。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）成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
ＩＩ Ａ Ｉ （、、ＣｒＪｔ匂、ＡＩ、６、ＺｒＡ
ｌ３等の析出物の寸法と分布とを制御することにより転
位の移動を阻市し、微細粒組織を保持するものである。
法においては、熱間圧延後の加熱保持中に形成されたＭ
ＩＩ Ａ Ｉ （、、ＣｒＪｔ匂、ＡＩ、６、ＺｒＡ
ｌ３等の析出物の寸法と分布とを制御することにより転
位の移動を阻市し、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、粒子間隔が大き過
ぎると転位移動限１１−効果が得られない。
ぎると転位移動限１１−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°Ｃ／ Ｉ−１ｒ以上の加熱速度で加熱
し、３５０〜５５０ ’Ｃ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べろ。
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°Ｃ／ Ｉ−１ｒ以上の加熱速度で加熱
し、３５０〜５５０ ’Ｃ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べろ。
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＠細結晶粒超塑性材料は適切な温度（通常
４００°Ｃｌ？Ｊ、−ヒ）において、くびれ（局所伸び
）が発へ−することなく５００％以−にの超塑性伸びが
１１１られる。
て製造された＠細結晶粒超塑性材料は適切な温度（通常
４００°Ｃｌ？Ｊ、−ヒ）において、くびれ（局所伸び
）が発へ−することなく５００％以−にの超塑性伸びが
１１１られる。
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１
通常のＤＣｆｉｌｊ造法により鋳造した７、ｎ ５．７
＋ｕＬ％、ＭＨ２，３ａ＋ｔ％、Ｃｕ １，５１％、Ｃ
ｒ Ｏ，２０ｖｈ＋％、ＦｅＯ，ＩＯｕ＋Ｌ％、Ｓｉ
Ｑ、０５ｗｔ、％残部Ａ１よりなる鋳塊（厚さ４． Ｏ
（１＋ｎ＋ｎ）を４６５°Ｃの温度で１２１−Ｉｒ均質
化熱処理後、４ Ｏｆ’ｌ ”Ｃの温度で冷間圧延を行
なって４〜６叫□厚の板とし、第１表に示す工程で最終
板厚２ 、５ ＋ｎｍの材料を作製し、５１０℃の温度
に加熱後、歪速度２ Ｘ １０＝／ｓｅｃで変形した。
＋ｕＬ％、ＭＨ２，３ａ＋ｔ％、Ｃｕ １，５１％、Ｃ
ｒ Ｏ，２０ｖｈ＋％、ＦｅＯ，ＩＯｕ＋Ｌ％、Ｓｉ
Ｑ、０５ｗｔ、％残部Ａ１よりなる鋳塊（厚さ４． Ｏ
（１＋ｎ＋ｎ）を４６５°Ｃの温度で１２１−Ｉｒ均質
化熱処理後、４ Ｏｆ’ｌ ”Ｃの温度で冷間圧延を行
なって４〜６叫□厚の板とし、第１表に示す工程で最終
板厚２ 、５ ＋ｎｍの材料を作製し、５１０℃の温度
に加熱後、歪速度２ Ｘ １０＝／ｓｅｃで変形した。
第１表より明らかなように、本発明に係る超塑性アルミ
ニウム合金の製造方法により製造された材料の超塑性伸
びは比較材に比べて２倍以上約６倍にも達するものがあ
る。
ニウム合金の製造方法により製造された材料の超塑性伸
びは比較材に比べて２倍以上約６倍にも達するものがあ
る。
第１表
実施例２
通常のＤＣ法により鋳造された実施例１と同し鋳塊（厚
さ４００ ｍｍ）を４６５℃の温度で１２Ｈｒの均質化
熱処理後、４，００℃の温度における熱間圧延により１
２．５−ｍｍ厚の板とした後、５１０℃の温度で３Ｈｒ
および４００°Ｃ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、第２表
に示す冷間圧延および低温焼鈍により２ 、５ ＋ｎｍ
厚の材料を作製し、５１ Ｃ１’Ｃの温度に加熱後、歪
速度２ Ｘ １０−４７ｓｅｃで変形した。
さ４００ ｍｍ）を４６５℃の温度で１２Ｈｒの均質化
熱処理後、４，００℃の温度における熱間圧延により１
２．５−ｍｍ厚の板とした後、５１０℃の温度で３Ｈｒ
および４００°Ｃ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、第２表
に示す冷間圧延および低温焼鈍により２ 、５ ＋ｎｍ
厚の材料を作製し、５１ Ｃ１’Ｃの温度に加熱後、歪
速度２ Ｘ １０−４７ｓｅｃで変形した。
第２表から明らかであるが、本発明に係る超塑性アルミ
ニウム合金の製造方法により製作された材料は、低温軟
化焼鈍しない材料と同等かまたはイれ！’Ｊ、 ｈの超
塑性伸びのあることがわかる。
ニウム合金の製造方法により製作された材料は、低温軟
化焼鈍しない材料と同等かまたはイれ！’Ｊ、 ｈの超
塑性伸びのあることがわかる。
第 ２ 表
実施例３
通常のＤＣ法により鋳造した実施例１と同し鋳塊（厚さ
、１０（’ｌ ｍｍ）を４６５°Ｃの温度で１２１−Ｉ
ｒの均質化熱処理後、・４００℃の温度における熱間圧
延により６ 、３ ｍａｎ厚の板とし、５１０°Ｃのｉ
温度で］（ｒおよび／１００℃の温度で１ （’） ｔ
Ｉｒの加熱保持を行なった後、約１ ｔ’ｌ （’１
’Ｃ／ ＩＩ ｒの冷ＩＩＩ速度で冷却し、冷間圧延に
より２ 、５ ｍｍ厚の板とし、第３表に示す加熱速度
で４８０°Ｃの温度に加熱軟化処理し、５ ］ ０ ’
Ｃの温度で歪速度２ Ｘ ］ Ｉｉ−”／ ｓｅｃで変
形した。
、１０（’ｌ ｍｍ）を４６５°Ｃの温度で１２１−Ｉ
ｒの均質化熱処理後、・４００℃の温度における熱間圧
延により６ 、３ ｍａｎ厚の板とし、５１０°Ｃのｉ
温度で］（ｒおよび／１００℃の温度で１ （’） ｔ
Ｉｒの加熱保持を行なった後、約１ ｔ’ｌ （’１
’Ｃ／ ＩＩ ｒの冷ＩＩＩ速度で冷却し、冷間圧延に
より２ 、５ ｍｍ厚の板とし、第３表に示す加熱速度
で４８０°Ｃの温度に加熱軟化処理し、５ ］ ０ ’
Ｃの温度で歪速度２ Ｘ ］ Ｉｉ−”／ ｓｅｃで変
形した。
この第３表より明らかであるか、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］ （１（１’Ｃ／１
ｌｒｌ；Ｊ、十、の加熱速度で加熱して軟化処理した材
料の超塑性伸びは、加熱速度か・１０°Ｃ／ＩＩｒの場
合に比して格段と反れていることがわかる。
ルミニウム合金の製造方法による］ （１（１’Ｃ／１
ｌｒｌ；Ｊ、十、の加熱速度で加熱して軟化処理した材
料の超塑性伸びは、加熱速度か・１０°Ｃ／ＩＩｒの場
合に比して格段と反れていることがわかる。
第３表
以−１−説明したように、本発明に係る超！ＩＩＩＪ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、この方法により製造された材料はくび
れ（局所伸び）が発生することなく、５ ｒｌ （１％
以上の超塑性伸びが得られるという効果かある。
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、この方法により製造された材料はくび
れ（局所伸び）が発生することなく、５ ｒｌ （１％
以上の超塑性伸びが得られるという効果かある。
Claims (3)
- （１）Ｚｇ３〜８＋ｕ１％、Ｍｇ ０．５〜３１１１１
％、を必須成分とし、 Ｃｕ ：（＋１１１％以下、ＩＶｉｎ ０．０５〜２．
０田Ｌ％、Ｃｒ Ｏ，０５−２，０ｔｕＬ％、Ｚｒ Ｏ
，０５−０，５ｕ＋Ｌ％、＼２’ ０．０５〜０．５ｕ
＋１％、Ｔｉ０．１５す１％以下の中から選んだ１種ま
たは２挿具−にを含有し、残部Ａ１および不純物からな
るＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金鋳塊を、４００〜５５ （ｌ
’Ｃの温度において均質化熱処理を行ない、次いで、
３５（）〜５ （’） Ｏ’（２の温度で熱間加工を行
なった後、第１回の加熱保持を４５ ｆｉ −５５０’
Ｃの温度で（’、１ 、５−１０１−Ｉｒ行ない、次に
、第２回の加熱温度まで冷却し、３５０〜４５ ｆ’）
’Ｃの温度で（１、５−５０１−１ｒの第２回の加熱
保持を行ない、３０ ”（：、 ／ Ｉ−１ｒ以上の冷
却速度で冷却してから、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）Ｚｎ ３−８１１１１％、ＭｇＯ，５−ｈｔ％、
を必須成分とし、 Ｃｕ ：３＋ＩＩＬ％以下、Ｍｎ ０．０５−２．Ｏｕ
＋ｔ％、Ｃｒ ０９０５〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，
０５〜０．５ｕ＋Ｌ％、＼７０，０５〜０．５１１ＩＬ
％、Ｔｉ Ｏ，Ｉ５ｕ＋Ｉ％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
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金鋳塊を、４．００〜Ｓ ５ Ｔ
’ｌ ’Ｃの温度において均質化熱処理を行ない、次い
で、３５０〜５（）０°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°Ｃの温度で（
’） 、５−１０ Ｈｒ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−
５ｏｌ−１ｒの第２回の加熱保持を行ない、３０’Ｃ／
Ｈｒ以上の冷却速度で冷却してから、２０〜６０％の冷
１旧ＪＩＩＩを行ない、続いて３００ ’Ｃ以下の低温
焼鈍と冷間加工を１回以」１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）Ｚｎ ３−８ｔＩＩｔ％、Ｍｇ ０．５−３ｉｕ
ｔ％、を必須成分とし、 ＣＬＩ ３ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ’０．０５〜２．Ｏｕ＋
ｔ％、Ｃｒ Ｑ、０５−２．Ｏｕ＋ｔ％、 Ｚｒ Ｏ，
０５−０，５ＬＩＩＬ％、Ｖ ０．０５−０，５ｕ＋１
％、Ｔｉ Ｏ，１５ｗＬ％以下の中から選んだ１種また
は２種以」二を含有し、残部Ａ１および不純物からなる
Ａ 、１− Ｚ ｎ −Ｍ ｚ系合金ダ１塊を１．１０
ｎ〜Ｓ ５ （’＞ ”Ｃの温度ｌ二おし）で均質化熱
処理を行ない、次す）で、３５（）〜！’ｌ Ｏ（１’
Ｃのｔ温度で熱Ｒ１’ｌ加工を行なった後、第１回の加
熱保持を４５ （１−５５（’ｌ ’（：’、の温度で
０．５−１０ｔ（ｒ行なり１、次に、第２同の加熱温度
まで冷却し３５０〜４５ （ｌ ’Ｃの温度でＱ、 ５
−５ ｆ） ｌ−１ｒの第２回の加熱保持を行ない、３
０°Ｃ／ Ｈｒ以」二の冷却速度で冷ＪｉＩｌ’してか
ら、少なくとち３（）％ｌ′Ｊ、」二の冷間加工を行な
うか、或いは、２０〜６（〉％の冷間加工を行ない、続
いて３０（ピＣ１υ、下の吸湿軟化焼鈍と冷間加１−を
１回以−１−行ない、さらに、１００℃／ ）−１ｒ以
上の速度で３５０〜５５０ ’Ｃの温度で加熱軟化処理
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。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19359883A JPS6086249A (ja) | 1983-10-17 | 1983-10-17 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
| US06/660,126 US4618382A (en) | 1983-10-17 | 1984-10-12 | Superplastic aluminium alloy sheets |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19359883A JPS6086249A (ja) | 1983-10-17 | 1983-10-17 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6086249A true JPS6086249A (ja) | 1985-05-15 |
| JPS6157384B2 JPS6157384B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16310616
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19359883A Granted JPS6086249A (ja) | 1983-10-17 | 1983-10-17 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6086249A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4770848A (en) * | 1987-08-17 | 1988-09-13 | Rockwell International Corporation | Grain refinement and superplastic forming of an aluminum base alloy |
| JP2013542319A (ja) * | 2010-09-08 | 2013-11-21 | アルコア インコーポレイテッド | 改良された７ｘｘｘアルミニウム合金及びその製造方法 |
| CN111511941A (zh) * | 2017-12-22 | 2020-08-07 | 日本发条株式会社 | 铝合金、铝合金弹簧及铝合金紧固部件 |
-
1983
- 1983-10-17 JP JP19359883A patent/JPS6086249A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4770848A (en) * | 1987-08-17 | 1988-09-13 | Rockwell International Corporation | Grain refinement and superplastic forming of an aluminum base alloy |
| JP2013542319A (ja) * | 2010-09-08 | 2013-11-21 | アルコア インコーポレイテッド | 改良された７ｘｘｘアルミニウム合金及びその製造方法 |
| CN111511941A (zh) * | 2017-12-22 | 2020-08-07 | 日本发条株式会社 | 铝合金、铝合金弹簧及铝合金紧固部件 |
| US11505851B2 (en) | 2017-12-22 | 2022-11-22 | Nhk Spring Co., Ltd. | Aluminum alloy, aluminum alloy spring, and fastening member made of aluminum alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6157384B2 (ja) | 1986-12-06 |
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