JPS6157386B2 - - Google Patents
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- JPS6157386B2 JPS6157386B2 JP19359783A JP19359783A JPS6157386B2 JP S6157386 B2 JPS6157386 B2 JP S6157386B2 JP 19359783 A JP19359783 A JP 19359783A JP 19359783 A JP19359783 A JP 19359783A JP S6157386 B2 JPS6157386 B2 JP S6157386B2
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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−Cu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−Cu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、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。 本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方
法は、(1)Cu2〜7wt％を必須成分として含有し、
Mg2.5wt％、Si2wt％以下、Mn0.05〜0.5wt％、
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−Cu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)Cu2〜7wt％を必須成分として含有
し、Mg2.5％、Si2wt％以下、Mn0.05〜0.5t％、
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−Cu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の発明とし、(3)Cu2〜7wt％を必須成分として
含有し、Mg2.5wt％％以下、Si2wt％以下、
Mn0.05〜0.5wt％、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−Cu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。 Cuは2wt％未満では、充分な強度が得られず、
また、7wt％を越えて含有されると伸びの低下が
著しくなる。よつて、Cu含有量は２〜7wt％とす
る。 Mgは2.5wt％を越えて含有されると伸びが著し
く減少する。よつて、Mg含有量は2.5wt％以下と
する。 Siは2wt％を越えて含有されると伸びが著しく
低減する。よつて、Si含有量は2wt％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、
Mn、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0.05〜0.5wt％、Cr含有
量は0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、V0.05〜
0.5wt％、Ti含有量は0.15wt％とする。 なお、不純物としては含有されるFeはその含
有量が0.15wt％を越えると不溶性の晶出物が生成
し伸びの低下が著しくなるので、Feの含有量は
極力抑制しなければならない。 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Cu、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、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〜10min間行なつてもよく、この加熱保持
によりZn、Mg、Cu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 Cu4.5wt％、Mg1.5wt％、Mn0.6wt％、
Fe0.10wt％、残部Al（合金１）、Cu4.5wt％、
Mg0.6wt％、Si0.8wt％、Mn0.10wt％、残部Al
（合金２）およびCu6.3wt％、Mn0.3wt％、
Zr0.15wt％、V0.10wt％、Ti0.06wt％、残部Al
（合金３）からなる厚さ400mm鋳塊を通常のDC鋳
造法で鋳造後、490℃の温度で12Hrの均質化熱処
理後、420℃の温度における熱間圧延により6.3mm
の板に加工し、450℃で10Hr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
で板厚2.5mmの板（冷間加工率60％）の板を製造
し、475℃にて、歪速度１×10-3／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、超塑性伸びは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−Cu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−Cu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、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。 本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方
法は、(1)Cu2〜7wt％を必須成分として含有し、
Mg2.5wt％、Si2wt％以下、Mn0.05〜0.5wt％、
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−Cu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)Cu2〜7wt％を必須成分として含有
し、Mg2.5％、Si2wt％以下、Mn0.05〜0.5t％、
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−Cu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の発明とし、(3)Cu2〜7wt％を必須成分として
含有し、Mg2.5wt％％以下、Si2wt％以下、
Mn0.05〜0.5wt％、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−Cu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。 Cuは2wt％未満では、充分な強度が得られず、
また、7wt％を越えて含有されると伸びの低下が
著しくなる。よつて、Cu含有量は２〜7wt％とす
る。 Mgは2.5wt％を越えて含有されると伸びが著し
く減少する。よつて、Mg含有量は2.5wt％以下と
する。 Siは2wt％を越えて含有されると伸びが著しく
低減する。よつて、Si含有量は2wt％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、
Mn、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0.05〜0.5wt％、Cr含有
量は0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、V0.05〜
0.5wt％、Ti含有量は0.15wt％とする。 なお、不純物としては含有されるFeはその含
有量が0.15wt％を越えると不溶性の晶出物が生成
し伸びの低下が著しくなるので、Feの含有量は
極力抑制しなければならない。 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Cu、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、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〜10min間行なつてもよく、この加熱保持
によりZn、Mg、Cu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 Cu4.5wt％、Mg1.5wt％、Mn0.6wt％、
Fe0.10wt％、残部Al（合金１）、Cu4.5wt％、
Mg0.6wt％、Si0.8wt％、Mn0.10wt％、残部Al
（合金２）およびCu6.3wt％、Mn0.3wt％、
Zr0.15wt％、V0.10wt％、Ti0.06wt％、残部Al
（合金３）からなる厚さ400mm鋳塊を通常のDC鋳
造法で鋳造後、490℃の温度で12Hrの均質化熱処
理後、420℃の温度における熱間圧延により6.3mm
の板に加工し、450℃で10Hr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
で板厚2.5mmの板（冷間加工率60％）の板を製造
し、475℃にて、歪速度１×10-3／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、超塑性伸びは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鋳造法で鋳造した実施例１の合金３
（厚さ400mm）を、490℃の温度で12Hrの均質化熱
処理後、420℃の熱間圧延により厚さ12.5mm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2.5
mmの材料を作製し、475℃に熱間圧延後、歪速度
１×10-3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。
（厚さ400mm）を、490℃の温度で12Hrの均質化熱
処理後、420℃の熱間圧延により厚さ12.5mm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2.5
mmの材料を作製し、475℃に熱間圧延後、歪速度
１×10-3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。
【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490℃の温度で12Hrの均質
化処理後、420℃の温度で熱間圧延を行なつて厚
さ6.3mmの板に加工し、450℃の温度で10HrのZr
保持を行なつた後、約100℃/Hrの冷却速度で冷
却後、冷間圧延で2.5mm厚の板に加工し、第３表
に示す加熱速度で475℃の温度つ加熱軟化処理を
行ない、475℃の温度で歪速度１×10-3で変形を
した。
金３（厚さ400mm）を490℃の温度で12Hrの均質
化処理後、420℃の温度で熱間圧延を行なつて厚
さ6.3mmの板に加工し、450℃の温度で10HrのZr
保持を行なつた後、約100℃/Hrの冷却速度で冷
却後、冷間圧延で2.5mm厚の板に加工し、第３表
に示す加熱速度で475℃の温度つ加熱軟化処理を
行ない、475℃の温度で歪速度１×10-3で変形を
した。
【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以下である合金
３では超塑性伸びが約1/2以下となつている。 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。
法における加熱速度が100℃/Hr以下である合金
３では超塑性伸びが約1/2以下となつている。 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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Cu2〜7wt％を必須成分として含有し、 Mg2.5wt％以下、Si2wt％以下 Mn0.05〜0.5wt％、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−Cu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 Cu2〜7wt％を必須成分として含有し、 Mg2.5wt％以下、Si2wt％以下、 Mn0.05〜0.5wt％、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−Cu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 Cu2〜7wt％、を必須成分として含有し、 Mg2.5wt％以下、Si2wt％以下、 Mn0.05〜0.5wt％、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−Cu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 |
|---|---|---|---|
| JP19359783A JPS6086250A (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 |
|---|---|---|---|
| JP19359783A JPS6086250A (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 |
|---|---|
| JPS6086250A JPS6086250A (ja) | 1985-05-15 |
| JPS6157386B2 true JPS6157386B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16310600
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19359783A Granted JPS6086250A (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) | JPS6086250A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2732512B2 (ja) * | 1989-11-02 | 1998-03-30 | 株式会社リケン | アルミニウム合金製バルブリフタ |
-
1983
- 1983-10-17 JP JP19359783A patent/JPS6086250A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6086250A (ja) | 1985-05-15 |
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