JPS6134502B2 - - Google Patents
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- JPS6134502B2 JPS6134502B2 JP15447483A JP15447483A JPS6134502B2 JP S6134502 B2 JPS6134502 B2 JP S6134502B2 JP 15447483 A JP15447483 A JP 15447483A JP 15447483 A JP15447483 A JP 15447483A JP S6134502 B2 JPS6134502 B2 JP S6134502B2
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Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Description
本発明は、鍛錬用アルミニウム青銅の熱間加工
に於いて、これにより秀れた熱間変形性能即ち所
謂超塑性を保持せしめるための加工方法に関す
る。 一般に、８％以上のアルミニウムを含む鍛錬用
アルミニウム青銅は、β相が出現するため熱間加
工性に富み、板、棒、型材、鍛造品等の種々の形
態で使用に供されている。しかし、この種アルミ
青銅は前述の如く熱間加工性には富むものの冷間
加工性に乏しく、その結果板材や鍛造品等は、そ
の殆んどが熱間加工により製品に仕上げられてい
る。尚、棒材や板材等の加工に於いては、場合に
よつては冷間加工や熱間加工を加えることがある
が、これ等の冷間加工や温間加工は何れも製品の
強度並びに寸法精度の向上のみを目的とするもの
であり、その加工度も圧延率で表わせば数％とい
う極く僅かなものである。 一方、鍛錬用アルミ青銅を原材料とする加工品
の分野、例えば建材用のアルミ青銅製化粧板や化
粧柱、門扉、花器、食器、鍋等に於いては、近年
加工度の高い物品に対する需要が益々高まつてき
ている。一方、鍛錬用アルミニウム青銅の熱間加
工性が如何に高いといつても、現実にはその加工
性に一定の限界があり、伸び率で表わして５〜
100％がその限界である。その結果、例えばプレ
スによる深絞り加工等に於いては、プレス工程を
二段に分け、その中間に所謂なまし工程等を挿入
する必要があり、加工費や加工設備費の低減を図
り難いという問題がある。 本発明は、この種鍛錬用アルミニウム青銅の熱
間加工に於ける上述の如き問題の解決を課題とす
るものであり、アルミニウム青銅の熱間加工に於
いて、従来の熱間加工よりも大幅に秀れた熱間変
形性能が得られると共に変形抵抗の著しい低減を
可能とするアルミニウム青銅の加工方法の提供を
目的とするものである。 本件発明者は、アルミニウムを８％以上含む鍛
錬用アルミニウム青銅の熱間加工性がβ相の出現
に関係するということ、当該合金の超塑性現象
は、結晶粒が回転しながら位置をずらせて延びて
行くという所謂微細結晶超塑性であること、当該
合金を圧延することにより結晶粒が微細化され、
且つ圧延率が大きいほど粒径が小さくなる傾向に
あること等の事象に着目し、前記アルミニウム青
銅を熱間加工する前に、予かじめ一定の条件下に
於いて冷間加工又は温間加工若しくは温間加工と
冷間加工を施すことにより、熱間加工性の一層の
向上と変形抵抗の減少、即ち所謂超塑性を得るこ
とが可能であることを着想した。本願発明は前記
着想に基づいて創作されたものであり、冷間加工
や温間加工の加工率（圧延率）並びにその温度条
件、熱間加工の温度条件等をパラメータにして多
数の実験を積み重ね、それ等の実験データの解折
を基にして発明されたものである。 本願発明は、銅77〜85％、鉄1.3〜6.0％、アル
ミニウム8.0〜11.0％、マンガン0.5〜2.0％、ニツ
ケル3.5〜7.0％を含有するアルミニウム青銅の熱
間加工に於いて、前記アルミニウム青銅の熱間加
工前に、これに30％以上の圧延率で熱間加工を加
えるか、又は10％以上の圧延率で冷間加工を加え
るか、若しくは前記両圧延率の少なくとも一方を
満たす条件下で温間加工と冷間加工を加えること
により、熱間加工時に於ける超塑性を得ることを
基本とするものである。 又、前記構成とすることにより、本願発明に於
いては熱間加工性が伸び率で従前の数倍から数十
倍となり、熱間変形能が大幅に向上する。 以下、本発明の一実施例に基づいてその詳細を
説明する。 実施例 １ 本実施例は、鉄4.20％、アルミニウム9.65％、
マンガン1.65％、ニツケル5.98％及び残部が銅か
ら成る熱間圧延で得たアルミニウム青銅板を供
試々料とするものである。即ち、前記熱間圧延で
得た厚さ15mmの複数枚のアルミニウム青銅板を、
圧延後の板厚が1.5mmとなるように夫々所定の圧
延率に応じた板厚さに削出し、次に、これ等のテ
ストピースを夫々冷間又は温間若しくは温間と冷
間の両方で圧延し、最終板厚を1.5mmにする。そ
の後、この所定の圧延率で圧延したテストピース
から、圧延方向と引張り軸とが平行となるように
したピン孔付き引張り試験片を作成する。尚、前
記冷間加工の温度条件は常温であり、温間加工の
温度条件は400℃〜700℃である。又、本実施例で
は前者を50℃、後者を500℃としている。 引張り試験に際しては、前記引張り試験片をア
ルゴン雰囲気炉内へ入れ、700℃〜900℃の温度条
件下に於いてインストロン型引張り試験機を用い
て引張り試験（熱間加工）を行ない、試験片の伸
び及び引張り強度を夫々測定した。尚、第１表及
び第２表は前記熱間加工温度を夫々800℃とした
場合のデータである。
に於いて、これにより秀れた熱間変形性能即ち所
謂超塑性を保持せしめるための加工方法に関す
る。 一般に、８％以上のアルミニウムを含む鍛錬用
アルミニウム青銅は、β相が出現するため熱間加
工性に富み、板、棒、型材、鍛造品等の種々の形
態で使用に供されている。しかし、この種アルミ
青銅は前述の如く熱間加工性には富むものの冷間
加工性に乏しく、その結果板材や鍛造品等は、そ
の殆んどが熱間加工により製品に仕上げられてい
る。尚、棒材や板材等の加工に於いては、場合に
よつては冷間加工や熱間加工を加えることがある
が、これ等の冷間加工や温間加工は何れも製品の
強度並びに寸法精度の向上のみを目的とするもの
であり、その加工度も圧延率で表わせば数％とい
う極く僅かなものである。 一方、鍛錬用アルミ青銅を原材料とする加工品
の分野、例えば建材用のアルミ青銅製化粧板や化
粧柱、門扉、花器、食器、鍋等に於いては、近年
加工度の高い物品に対する需要が益々高まつてき
ている。一方、鍛錬用アルミニウム青銅の熱間加
工性が如何に高いといつても、現実にはその加工
性に一定の限界があり、伸び率で表わして５〜
100％がその限界である。その結果、例えばプレ
スによる深絞り加工等に於いては、プレス工程を
二段に分け、その中間に所謂なまし工程等を挿入
する必要があり、加工費や加工設備費の低減を図
り難いという問題がある。 本発明は、この種鍛錬用アルミニウム青銅の熱
間加工に於ける上述の如き問題の解決を課題とす
るものであり、アルミニウム青銅の熱間加工に於
いて、従来の熱間加工よりも大幅に秀れた熱間変
形性能が得られると共に変形抵抗の著しい低減を
可能とするアルミニウム青銅の加工方法の提供を
目的とするものである。 本件発明者は、アルミニウムを８％以上含む鍛
錬用アルミニウム青銅の熱間加工性がβ相の出現
に関係するということ、当該合金の超塑性現象
は、結晶粒が回転しながら位置をずらせて延びて
行くという所謂微細結晶超塑性であること、当該
合金を圧延することにより結晶粒が微細化され、
且つ圧延率が大きいほど粒径が小さくなる傾向に
あること等の事象に着目し、前記アルミニウム青
銅を熱間加工する前に、予かじめ一定の条件下に
於いて冷間加工又は温間加工若しくは温間加工と
冷間加工を施すことにより、熱間加工性の一層の
向上と変形抵抗の減少、即ち所謂超塑性を得るこ
とが可能であることを着想した。本願発明は前記
着想に基づいて創作されたものであり、冷間加工
や温間加工の加工率（圧延率）並びにその温度条
件、熱間加工の温度条件等をパラメータにして多
数の実験を積み重ね、それ等の実験データの解折
を基にして発明されたものである。 本願発明は、銅77〜85％、鉄1.3〜6.0％、アル
ミニウム8.0〜11.0％、マンガン0.5〜2.0％、ニツ
ケル3.5〜7.0％を含有するアルミニウム青銅の熱
間加工に於いて、前記アルミニウム青銅の熱間加
工前に、これに30％以上の圧延率で熱間加工を加
えるか、又は10％以上の圧延率で冷間加工を加え
るか、若しくは前記両圧延率の少なくとも一方を
満たす条件下で温間加工と冷間加工を加えること
により、熱間加工時に於ける超塑性を得ることを
基本とするものである。 又、前記構成とすることにより、本願発明に於
いては熱間加工性が伸び率で従前の数倍から数十
倍となり、熱間変形能が大幅に向上する。 以下、本発明の一実施例に基づいてその詳細を
説明する。 実施例 １ 本実施例は、鉄4.20％、アルミニウム9.65％、
マンガン1.65％、ニツケル5.98％及び残部が銅か
ら成る熱間圧延で得たアルミニウム青銅板を供
試々料とするものである。即ち、前記熱間圧延で
得た厚さ15mmの複数枚のアルミニウム青銅板を、
圧延後の板厚が1.5mmとなるように夫々所定の圧
延率に応じた板厚さに削出し、次に、これ等のテ
ストピースを夫々冷間又は温間若しくは温間と冷
間の両方で圧延し、最終板厚を1.5mmにする。そ
の後、この所定の圧延率で圧延したテストピース
から、圧延方向と引張り軸とが平行となるように
したピン孔付き引張り試験片を作成する。尚、前
記冷間加工の温度条件は常温であり、温間加工の
温度条件は400℃〜700℃である。又、本実施例で
は前者を50℃、後者を500℃としている。 引張り試験に際しては、前記引張り試験片をア
ルゴン雰囲気炉内へ入れ、700℃〜900℃の温度条
件下に於いてインストロン型引張り試験機を用い
て引張り試験（熱間加工）を行ない、試験片の伸
び及び引張り強度を夫々測定した。尚、第１表及
び第２表は前記熱間加工温度を夫々800℃とした
場合のデータである。
【表】
【表】
実施例 ２
本実施例に於いては、先ず前記第１実施例の場
合と同じ含有成分を有する熱間圧延で得た厚さ15
mmのアルミニウム青銅板を、圧延後の板厚1.5mm
を基準として、温間及び冷間の両方で圧延を行な
つた場合の圧延率に応じた板厚さに面削出し、テ
ストピースを作成した。 次に、これ等のテストピースを先ず所定の圧延
率で温間加工（400℃〜700℃）したあと引き続き
これを所定の圧延率で冷間加工（常温）して1.5
mmの板厚に仕上げた。その後この圧延後のテスト
ピースから、圧延方向と引張り軸とが平行となる
ようなピン孔付き引張り試験片を作成し、これを
第１実施例の場合と同じ温度条件（700℃〜900
℃）下で、インストロン型引張り試験機を用いて
引張り試験（熱間加工）を行なつた。 下記の第３表は、引張り試験温度を800℃とし
た場合の試験結果である。
合と同じ含有成分を有する熱間圧延で得た厚さ15
mmのアルミニウム青銅板を、圧延後の板厚1.5mm
を基準として、温間及び冷間の両方で圧延を行な
つた場合の圧延率に応じた板厚さに面削出し、テ
ストピースを作成した。 次に、これ等のテストピースを先ず所定の圧延
率で温間加工（400℃〜700℃）したあと引き続き
これを所定の圧延率で冷間加工（常温）して1.5
mmの板厚に仕上げた。その後この圧延後のテスト
ピースから、圧延方向と引張り軸とが平行となる
ようなピン孔付き引張り試験片を作成し、これを
第１実施例の場合と同じ温度条件（700℃〜900
℃）下で、インストロン型引張り試験機を用いて
引張り試験（熱間加工）を行なつた。 下記の第３表は、引張り試験温度を800℃とし
た場合の試験結果である。
【表】
前記第１表からも明らかな様に、温度が400℃
〜700℃の間の温間加工を前処理として行なう場
合、温間圧延率が30％位いまでであれば熱間加工
時に顕著な加工性の向上が見られない。しかし、
温間圧延率が30％を越えると、熱間変形能が大幅
に向上する。 また、第２表からも明らかな様に、冷間加工を
前処理とする場合には、冷間圧延率が10％位いの
点を境界として熱間変形性能が急激に向上する。 更に、温間加工の後に引続き冷間加工を行なう
場合には、第３表に示す如く、温間加工又は冷間
加工の内の少なくとも何れか一方が、圧延率30％
以上（温間）又は圧延率10％以上（冷間）の条件
を満足していれば、熱間変形性能が急激に上昇
し、所謂超塑性が現出されることになる。 上述の如き前記各実施例に於ける超塑性は、何
れも所定率以上の圧延によつて細晶粒がつぶさ
れ、これが細粒化するために、所謂微細結晶粒超
塑性現象が生じているものと想定される。 尚、前記第３実施例に於いては、温間加工を先
きに行ない、その後冷間加工を行なうにしている
が、温間加工温度を結晶粒の再結晶温度以下に設
定しさえすれば、冷間加工後に温間加工をしても
よいことは勿論である。 第１図は、第１表の場合の引張りテスト時に於
いて、試験片を30分間所定の試験温度に保持した
あと、一定の引張速度（１mm／min）（初期歪速
度ε＝1.1×10-3／sec）で引張つたときの荷重一
時間曲線を示すものである。第１図からも明らか
なように、700℃を越えると超塑性的な変形が起
ることが示されている。 尚、本発明に於いては、冷間加工の温度範囲を
常温、熱間加工の温度範囲を400℃〜700℃、熱間
加工の温度範囲を700℃〜900℃としているが、前
記冷間加工温度及び温間加工温度の温度範囲は、
この種合金の加工に於ける一般的な温度区分に応
じたものである。例えば、温間加工に於いて、加
工温度が400℃以下となると、低温焼鈍硬化で材
料が硬くなつて温間加工（圧延）がやり難くな
り、微細粒を得るための圧延率を高るという面で
不利となる。 一方、熱間加工の温度範囲については、第１図
の荷重―時間曲線に示す如く、700℃以下では超
塑性的変形とはならず、超塑性的変形を得るため
には700℃以上の温度を必要とする。また熱間加
工温度が900℃を超えると、組織観察に於いてβ
相量がα相量よりも増加すると共に相サイズも漸
次成長し、相サイズが微細で然かもα・β相が等
量混合しているという超塑性変形に最適な条件か
ら外れることになる。従つて、前記熱間加工の温
度については、700℃〜900℃位いの温度範囲を必
要とする。 上述の通り、本発明に於いては所謂鍛錬用アル
ミニウム青銅の熱間加工に於いて、該アルミニウ
ム青銅に極く簡単な前処理加工を施すことによ
り、熱間加工時にアルミニウム青銅が超塑性を示
すようにすることができ、従前の熱間加工の場合
に比較して熱間変形能が数倍以上になるようと共
に、変形抵抗も著しく小さくなる。その結果、熱
間加工性が一段と向上し、当該アルミニウム青銅
の用途の拡大や加工品の製造コストの大幅な低減
を図り得る。 本発明は上述の通り優れた実用的効用を有する
ものである。
〜700℃の間の温間加工を前処理として行なう場
合、温間圧延率が30％位いまでであれば熱間加工
時に顕著な加工性の向上が見られない。しかし、
温間圧延率が30％を越えると、熱間変形能が大幅
に向上する。 また、第２表からも明らかな様に、冷間加工を
前処理とする場合には、冷間圧延率が10％位いの
点を境界として熱間変形性能が急激に向上する。 更に、温間加工の後に引続き冷間加工を行なう
場合には、第３表に示す如く、温間加工又は冷間
加工の内の少なくとも何れか一方が、圧延率30％
以上（温間）又は圧延率10％以上（冷間）の条件
を満足していれば、熱間変形性能が急激に上昇
し、所謂超塑性が現出されることになる。 上述の如き前記各実施例に於ける超塑性は、何
れも所定率以上の圧延によつて細晶粒がつぶさ
れ、これが細粒化するために、所謂微細結晶粒超
塑性現象が生じているものと想定される。 尚、前記第３実施例に於いては、温間加工を先
きに行ない、その後冷間加工を行なうにしている
が、温間加工温度を結晶粒の再結晶温度以下に設
定しさえすれば、冷間加工後に温間加工をしても
よいことは勿論である。 第１図は、第１表の場合の引張りテスト時に於
いて、試験片を30分間所定の試験温度に保持した
あと、一定の引張速度（１mm／min）（初期歪速
度ε＝1.1×10-3／sec）で引張つたときの荷重一
時間曲線を示すものである。第１図からも明らか
なように、700℃を越えると超塑性的な変形が起
ることが示されている。 尚、本発明に於いては、冷間加工の温度範囲を
常温、熱間加工の温度範囲を400℃〜700℃、熱間
加工の温度範囲を700℃〜900℃としているが、前
記冷間加工温度及び温間加工温度の温度範囲は、
この種合金の加工に於ける一般的な温度区分に応
じたものである。例えば、温間加工に於いて、加
工温度が400℃以下となると、低温焼鈍硬化で材
料が硬くなつて温間加工（圧延）がやり難くな
り、微細粒を得るための圧延率を高るという面で
不利となる。 一方、熱間加工の温度範囲については、第１図
の荷重―時間曲線に示す如く、700℃以下では超
塑性的変形とはならず、超塑性的変形を得るため
には700℃以上の温度を必要とする。また熱間加
工温度が900℃を超えると、組織観察に於いてβ
相量がα相量よりも増加すると共に相サイズも漸
次成長し、相サイズが微細で然かもα・β相が等
量混合しているという超塑性変形に最適な条件か
ら外れることになる。従つて、前記熱間加工の温
度については、700℃〜900℃位いの温度範囲を必
要とする。 上述の通り、本発明に於いては所謂鍛錬用アル
ミニウム青銅の熱間加工に於いて、該アルミニウ
ム青銅に極く簡単な前処理加工を施すことによ
り、熱間加工時にアルミニウム青銅が超塑性を示
すようにすることができ、従前の熱間加工の場合
に比較して熱間変形能が数倍以上になるようと共
に、変形抵抗も著しく小さくなる。その結果、熱
間加工性が一段と向上し、当該アルミニウム青銅
の用途の拡大や加工品の製造コストの大幅な低減
を図り得る。 本発明は上述の通り優れた実用的効用を有する
ものである。
第１図は、温間処理した引張り試験片を一定引
張速度で引張つた場合の荷重―時間曲線を示すも
のである。
張速度で引張つた場合の荷重―時間曲線を示すも
のである。
Claims (1)
- １ 銅77〜85％、鉄1.3〜6.0％、アルミニウム8.0
〜11.0％、マンガン0.5〜2.0％、ニツケル3.5〜
7.0％を含むアルミニウム青銅の熱間加工に於い
て、前記アルミニウム青銅の熱間加工前に、これ
に30％以上の圧延率で温間加工を加えるか、又は
10％以上の圧延率で冷間加工を加えるか、若しく
は前記圧延率の少なくとも一方を満たす条件下で
温間加工と冷間加工を加えることを特徴とする超
塑性を得るためのアルミニウム青銅の加工方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15447483A JPS6046354A (ja) | 1983-08-23 | 1983-08-23 | 超塑性を得るためのアルミニウム青銅の加工方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15447483A JPS6046354A (ja) | 1983-08-23 | 1983-08-23 | 超塑性を得るためのアルミニウム青銅の加工方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6046354A JPS6046354A (ja) | 1985-03-13 |
| JPS6134502B2 true JPS6134502B2 (ja) | 1986-08-08 |
Family
ID=15585038
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15447483A Granted JPS6046354A (ja) | 1983-08-23 | 1983-08-23 | 超塑性を得るためのアルミニウム青銅の加工方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6046354A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2502976B2 (ja) * | 1986-03-28 | 1996-05-29 | 新日本製鐵株式会社 | 鉄鉱石予備還元装置 |
| JPS62228878A (ja) * | 1986-03-28 | 1987-10-07 | 新日本製鐵株式会社 | 鉄鉱石予備還元装置 |
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| JPH01111806A (ja) * | 1987-10-27 | 1989-04-28 | Nippon Steel Corp | 鉄鉱石流動層還元装置 |
-
1983
- 1983-08-23 JP JP15447483A patent/JPS6046354A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6046354A (ja) | 1985-03-13 |
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