JPS6157383B2 - - Google Patents
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- JPS6157383B2 JPS6157383B2 JP19359683A JP19359683A JPS6157383B2 JP S6157383 B2 JPS6157383 B2 JP S6157383B2 JP 19359683 A JP19359683 A JP 19359683A JP 19359683 A JP19359683 A JP 19359683A JP S6157383 B2 JPS6157383 B2 JP S6157383B2
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Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
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。 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（necking）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。 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約10μｍに制御するこ
とが必須である。 また、一般に高強度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、350〜500℃の温度で熱間加工および
冷間加工を行なつて、450〜550℃の温度で溶体化
処理、時効処理を行なつ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
40〜100μｍと大きくなつてしまい、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。 本発明は上記に説明したようにAl−Zn−Mg系
の高強度アルミニウム合金であつても超塑性を得
ることが困難であつたが、本発明者の研究の結
果、約10μｍの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、(1)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％を必須成分
として含有し、Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt
％、Cr0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、V0.05
〜0.5wt％、Ti0.15wt％以下の中から選んだ１種
または２種以上を含有し、残部Alおよび不純物
からなるAl−Zn−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、350〜
500℃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
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)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％
を必須成分として含有し、Cu3wt％以下、
Mn0.05〜2.0wt％、Cr0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜
0.5wt％、V0.05〜0.5wt％、Ti0.15wt％以下の中
から選んだ１種または２種以上を含有し、残部
Alおよび不純物からなるAl−Zn−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、350〜500℃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、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の表明とし、(3)Zn3〜
8wt％、Mg0.5〜3wt％を必須成分として含有
し、Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、Cr0.05〜
0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、V0.05〜0.5wt％、
Ti0.15wt％以下の中から選んだ１種または２種
以上を含有し、残部Alおよび不純物からなるAl
−Zn−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、350〜500℃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。 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。 Znは強度、延性および耐蝕性を付与する元素
であり、含有量が3wt％未満では充分な強度を得
ることができず、また、8wt％を越える含有量で
は延性および耐蝕性が損なわれる。よつて、Zn
含有量は３〜8wt％とする。 Mgは強度および耐蝕性を付与する元素であ
り、含有量が0.5wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、3wt％を越えて含有されると冷間加
工性が損なわれる。よつて、Mg含有量は0.5〜
3wt％とする。 Cuは含有量が3wt％を越えると延性、靭性が損
なわれるようになる。よつて、Cu含有量は3wt％
以下とする。 Mn、Cr、Zr、Ｖは含有量が0.05wt％未満では
後述するように微細な結晶粒が得られず、また、
Mn2.0wt％、Cr、Zr、V0.5wt％およびTi0.15wt
％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。よつて、Mn含有量は0.05〜2.0wt％、
Cr含有量は0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、
V0.05〜0.5wt％、Ti含有量は0.15wt％以下とす
る。 なお、不純物として、Fe0.15wt％、Si0.15wt
％以上の含有は、Fe或いはSiの不溶性の晶出物
が発生して伸びの低下が著しい。 次に、熱処理方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℃の温度で充分
な時間均質化熱処理を行ない、続いて、350〜500
℃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アイバー組織と
なると同時に組織内にZn、Mg、Cu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ことにより、さ
らに、微細粒の材料が得られ超塑性伸びも大きく
なる。次に、この熱間加工後に350〜550℃の温度
で0.5〜20Hr加熱保持してから、100℃/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、この熱処理を急速冷却、急速加熱が可能
な連続焼鈍炉により、400〜550℃の温度で10sec
〜10min間行なつてもよく、この加熱保持により
Zn、Mg、は固溶され、一方、遷移元素のMn、
Cr、Zr等はAlと金属間化合物MnAl6、
Cr2Mg3Al18、ZrAl3等を析出して、次の冷間加工
後超塑性温度域への加熱によつて、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アイ
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
られず伸びて出にくくなる。 この加熱保持、冷却後の冷間加工は少なくとも
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つて超塑性が得られ、
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と冷
間加工を１回以上行なつてもよく、そして、この
ように冷間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。 この材料を引き続き通常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、従つて、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。 従つて、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、
Cr2Mg3Al18、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、析出粒子間隔が大き過ぎると転
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つてもよいが、
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
なつてもよい。 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％以上の超塑性加
工を行なうことができる。 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。 実施例 １ 通常のDC鋳造法により鋳造された、Zn5.7wt
％、Mg2.3wt％、Cu1.5wt％、Cr0.20wt％、
Fe0.10wt％、Si0.05wt％、残部Alからなる厚さ
400mm鋳塊を465℃の温度で12Hrの均質化熱処理
後、400℃の温度における熱間圧延により４〜６
mmの板に加工し、その後、第１表に示す工程によ
り最終板厚2.5mmの材料に製造し、510℃加熱後、
歪速度２×10-4／sec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、超塑性伸びが２倍以上と格段に優れている
ことがわかる。
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。 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（necking）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。 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約10μｍに制御するこ
とが必須である。 また、一般に高強度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、350〜500℃の温度で熱間加工および
冷間加工を行なつて、450〜550℃の温度で溶体化
処理、時効処理を行なつ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
40〜100μｍと大きくなつてしまい、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。 本発明は上記に説明したようにAl−Zn−Mg系
の高強度アルミニウム合金であつても超塑性を得
ることが困難であつたが、本発明者の研究の結
果、約10μｍの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、(1)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％を必須成分
として含有し、Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt
％、Cr0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、V0.05
〜0.5wt％、Ti0.15wt％以下の中から選んだ１種
または２種以上を含有し、残部Alおよび不純物
からなるAl−Zn−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、350〜
500℃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
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)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％
を必須成分として含有し、Cu3wt％以下、
Mn0.05〜2.0wt％、Cr0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜
0.5wt％、V0.05〜0.5wt％、Ti0.15wt％以下の中
から選んだ１種または２種以上を含有し、残部
Alおよび不純物からなるAl−Zn−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、350〜500℃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、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の表明とし、(3)Zn3〜
8wt％、Mg0.5〜3wt％を必須成分として含有
し、Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、Cr0.05〜
0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、V0.05〜0.5wt％、
Ti0.15wt％以下の中から選んだ１種または２種
以上を含有し、残部Alおよび不純物からなるAl
−Zn−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、350〜500℃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。 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。 Znは強度、延性および耐蝕性を付与する元素
であり、含有量が3wt％未満では充分な強度を得
ることができず、また、8wt％を越える含有量で
は延性および耐蝕性が損なわれる。よつて、Zn
含有量は３〜8wt％とする。 Mgは強度および耐蝕性を付与する元素であ
り、含有量が0.5wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、3wt％を越えて含有されると冷間加
工性が損なわれる。よつて、Mg含有量は0.5〜
3wt％とする。 Cuは含有量が3wt％を越えると延性、靭性が損
なわれるようになる。よつて、Cu含有量は3wt％
以下とする。 Mn、Cr、Zr、Ｖは含有量が0.05wt％未満では
後述するように微細な結晶粒が得られず、また、
Mn2.0wt％、Cr、Zr、V0.5wt％およびTi0.15wt
％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。よつて、Mn含有量は0.05〜2.0wt％、
Cr含有量は0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、
V0.05〜0.5wt％、Ti含有量は0.15wt％以下とす
る。 なお、不純物として、Fe0.15wt％、Si0.15wt
％以上の含有は、Fe或いはSiの不溶性の晶出物
が発生して伸びの低下が著しい。 次に、熱処理方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℃の温度で充分
な時間均質化熱処理を行ない、続いて、350〜500
℃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アイバー組織と
なると同時に組織内にZn、Mg、Cu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ことにより、さ
らに、微細粒の材料が得られ超塑性伸びも大きく
なる。次に、この熱間加工後に350〜550℃の温度
で0.5〜20Hr加熱保持してから、100℃/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、この熱処理を急速冷却、急速加熱が可能
な連続焼鈍炉により、400〜550℃の温度で10sec
〜10min間行なつてもよく、この加熱保持により
Zn、Mg、は固溶され、一方、遷移元素のMn、
Cr、Zr等はAlと金属間化合物MnAl6、
Cr2Mg3Al18、ZrAl3等を析出して、次の冷間加工
後超塑性温度域への加熱によつて、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アイ
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
られず伸びて出にくくなる。 この加熱保持、冷却後の冷間加工は少なくとも
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つて超塑性が得られ、
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と冷
間加工を１回以上行なつてもよく、そして、この
ように冷間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。 この材料を引き続き通常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、従つて、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。 従つて、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、
Cr2Mg3Al18、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、析出粒子間隔が大き過ぎると転
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つてもよいが、
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
なつてもよい。 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％以上の超塑性加
工を行なうことができる。 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。 実施例 １ 通常のDC鋳造法により鋳造された、Zn5.7wt
％、Mg2.3wt％、Cu1.5wt％、Cr0.20wt％、
Fe0.10wt％、Si0.05wt％、残部Alからなる厚さ
400mm鋳塊を465℃の温度で12Hrの均質化熱処理
後、400℃の温度における熱間圧延により４〜６
mmの板に加工し、その後、第１表に示す工程によ
り最終板厚2.5mmの材料に製造し、510℃加熱後、
歪速度２×10-4／sec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、超塑性伸びが２倍以上と格段に優れている
ことがわかる。
【表】
実施例 ２
通常のDC鋳造法により鋳造された実施例１と
同じ含有成分、成分割合の厚さ400mmの鋳塊を、
465℃の温度で12Hrの均質化熱処理後、400℃の
熱間圧延により12.5mm厚の板に加工後、400℃の
温度で10Hrの加熱保持を実施した後、約100℃/H
ｒ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2.5mm厚の材料を作製し、510
℃の温度に加熱後、歪速度２×10-4／secで変形
した。 第２表に示すように、超塑性伸びは低温軟化焼
鈍をしないNo.５と同等またはそれ以上であつた。
同じ含有成分、成分割合の厚さ400mmの鋳塊を、
465℃の温度で12Hrの均質化熱処理後、400℃の
熱間圧延により12.5mm厚の板に加工後、400℃の
温度で10Hrの加熱保持を実施した後、約100℃/H
ｒ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2.5mm厚の材料を作製し、510
℃の温度に加熱後、歪速度２×10-4／secで変形
した。 第２表に示すように、超塑性伸びは低温軟化焼
鈍をしないNo.５と同等またはそれ以上であつた。
【表】
実施例 ３
通常のDC鋳造法により鋳造された実施例１と
同じ含有成分、成分割合の厚さ400mmの鋳塊を、
465℃の温度で12Hrの均質化熱処理後、400℃の
熱間圧延により6.3mm厚の板に加工後、400℃の温
度で10Hrの加熱保持を実施した後、約100℃/Hr
の冷却速度で冷却後、冷間圧延により2.5mmの板
とし、第３表に示す加熱温度で480℃の温度に加
熱軟化処理後、510℃の温度で歪速度２×10-4／
secで変形した。 第３表に示すように、超塑性伸びは100℃/Hr
以下の加熱速度のNo.３に比し格段に大きことがわ
かる。
同じ含有成分、成分割合の厚さ400mmの鋳塊を、
465℃の温度で12Hrの均質化熱処理後、400℃の
熱間圧延により6.3mm厚の板に加工後、400℃の温
度で10Hrの加熱保持を実施した後、約100℃/Hr
の冷却速度で冷却後、冷間圧延により2.5mmの板
とし、第３表に示す加熱温度で480℃の温度に加
熱軟化処理後、510℃の温度で歪速度２×10-4／
secで変形した。 第３表に示すように、超塑性伸びは100℃/Hr
以下の加熱速度のNo.３に比し格段に大きことがわ
かる。
【表】
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、特に、Al−Zn−Mg系合金に
おいて高強度であり、かつ、くびれ（necking）
なしに数百〜千％の巨大な伸びの超塑性を有する
アルミニウム合金を製造することができるという
効果がある。
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、特に、Al−Zn−Mg系合金に
おいて高強度であり、かつ、くびれ（necking）
なしに数百〜千％の巨大な伸びの超塑性を有する
アルミニウム合金を製造することができるという
効果がある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％ を必須成分として含有し、 Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、 Cr0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、 V0.05〜0.5wt％、Ti0.15wt％以下 の中から選んだ１種または２種以上を含有し、残
部Alおよび不純物からなるAl−Zn−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、350〜500℃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 Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％ を必須成分として含有し、 Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、 Cr0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、 V0.05〜0.5wt％、Ti0.15wt％以下 の中から選んだ１種または２種以上を含有し、残
部Alおよび不純物からなるAl−Zn−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、350〜500℃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、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 Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％ を必須成分として含有し、 Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、 Cr0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％ V0.05〜0.5wt％、Ti0.15wt％以下 の中から選んだ１種または２種以上を含有し、残
部Alおよび不純物からなるAl−Zn−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、350〜500℃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 |
|---|---|---|---|
| JP19359683A JPS6086248A (ja) | 1983-10-17 | 1983-10-17 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP19359683A JPS6086248A (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 |
|---|---|
| JPS6086248A JPS6086248A (ja) | 1985-05-15 |
| JPS6157383B2 true JPS6157383B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16310582
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19359683A Granted JPS6086248A (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) | JPS6086248A (ja) |
Families Citing this family (2)
| 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 |
| CH682326A5 (ja) * | 1990-06-11 | 1993-08-31 | Alusuisse Lonza Services Ag |
-
1983
- 1983-10-17 JP JP19359683A patent/JPS6086248A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6086248A (ja) | 1985-05-15 |
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