JPS6157387B2 - - Google Patents
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- JPS6157387B2 JPS6157387B2 JP19359983A JP19359983A JPS6157387B2 JP S6157387 B2 JPS6157387 B2 JP S6157387B2 JP 19359983 A JP19359983 A JP 19359983A JP 19359983 A JP19359983 A JP 19359983A JP S6157387 B2 JPS6157387 B2 JP S6157387B2
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Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Extrusion Of Metal (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−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。 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100〜1000％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、この微
細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、鋳造後鋳
塊を400〜550℃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
工を行なつてから、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〜
100μｍと大きくなつてしまい、高温において変
形を行なつ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−Cu系の高強度アルミニウム合金では困難で
あつ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、(1)Cu2〜7wt％を必須成分とし、Mg2.5wt
％以下、Si2wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、
Cr0.05〜2.0wt％、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
において均質化熱処理を行ない、次いで、350〜
500℃の温度で熱間加工を行なつた後、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し、350〜
450℃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
を第１の発明とし、(2)Cu2〜7wt％を必須成分と
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
℃の温度において均質化熱処理を行ない、次い
で、350〜500℃の温度で熱間加工を行なつた後、
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
し、350〜450℃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
してから、20〜60％の冷間加工を行ない、続いて
300℃以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)Cu2〜7wt％を必須
成分とし、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℃の温度において均質化熱処理を行な
い、次いで、350〜500℃の温度で熱間加工を行な
つた後、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
冷却し、350〜450℃の温度で0.5〜50Hrの第２回
の加熱保持を行ない、30℃/Hrの冷却速度で冷却
してから、少なくとも30％以上以上の冷間加工を
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℃の温度にて軟化処理を行なう
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は含有量が2wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、7wt％を越える含有量では伸びの低
下が著しい。よつて、Cu含有量は２〜7wt％とす
る。 Mgは2.5wt％を越える含有量では伸びが著しく
減少する。よつて、Mg含有量は2.5wt％以下とす
る。 Mn、Cr、Zr、Ｖは夫々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、Ｖが夫々0.5wt％およびTi0.15wt
％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％、Ti0.15wt％以下とする。 なお、不純物として含有されることがあるFe
は含有量が0.15wt％を越えると不溶性の晶出物が
発生して伸びの低下が著しくなる。よつて、Fe
の含有量は0.15wt％以下とする。 次に、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、350〜500℃の温度で熱間加工を行なつて所定
の板厚まで加工し、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、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℃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、350〜450℃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する。この加熱保
持の温度が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回の加熱保持により遷移元素Mn、
Cr、Zr等とAlとの金属間化合物MnAl3、
Cr2Mg3Al18、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つて材料中に生成さ
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
行なつた場合に比較して、遷移元素の析出形態が
微細なことおよび若干のCu、Mg等とAlとの高温
時効折出物が形成されるために、加熱保持後の冷
却速度も30℃/Hrと遅くなつても良く、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未満にな
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。 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冷間加工とを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、従つ
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。 よつて、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、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、350〜550℃の温度で加熱軟化処理を
行なつてから超塑性加工を行なうこともできる。 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％以上の超塑
性伸びが得られる。 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。 実施例 １ Cu4.5wt％、Mg1.5wt％、Mn0.6wt％、
Fe0.10wt％残部Al（合金１）およびCu6.3wt％、
Mn0.3wt％、Zr0.15wt％、V0.10wt％、Ti0.06残
部Al（合金２）よりなる鋳塊（厚さ400mm）を通
常のDC鋳造法により鋳造後、490℃の温度で
12Hr均質化熱処理後、420℃の温度で熱間圧延を
行なつて6.3mm厚の板とし、520℃の温度で3Hrお
よび450℃の温度で12Hrのの加熱保持を行ない、
約100℃/Hrの冷却速度で冷却し、冷間圧延によ
り2.5mm厚の板（冷間加工率60％）を作製し、475
℃で歪速度１×10-3／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倍以上にも
なつている。
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。 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100〜1000％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、この微
細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、鋳造後鋳
塊を400〜550℃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
工を行なつてから、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〜
100μｍと大きくなつてしまい、高温において変
形を行なつ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−Cu系の高強度アルミニウム合金では困難で
あつ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、(1)Cu2〜7wt％を必須成分とし、Mg2.5wt
％以下、Si2wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、
Cr0.05〜2.0wt％、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
において均質化熱処理を行ない、次いで、350〜
500℃の温度で熱間加工を行なつた後、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し、350〜
450℃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
を第１の発明とし、(2)Cu2〜7wt％を必須成分と
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
℃の温度において均質化熱処理を行ない、次い
で、350〜500℃の温度で熱間加工を行なつた後、
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
し、350〜450℃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
してから、20〜60％の冷間加工を行ない、続いて
300℃以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)Cu2〜7wt％を必須
成分とし、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℃の温度において均質化熱処理を行な
い、次いで、350〜500℃の温度で熱間加工を行な
つた後、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
冷却し、350〜450℃の温度で0.5〜50Hrの第２回
の加熱保持を行ない、30℃/Hrの冷却速度で冷却
してから、少なくとも30％以上以上の冷間加工を
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℃の温度にて軟化処理を行なう
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は含有量が2wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、7wt％を越える含有量では伸びの低
下が著しい。よつて、Cu含有量は２〜7wt％とす
る。 Mgは2.5wt％を越える含有量では伸びが著しく
減少する。よつて、Mg含有量は2.5wt％以下とす
る。 Mn、Cr、Zr、Ｖは夫々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、Ｖが夫々0.5wt％およびTi0.15wt
％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％、Ti0.15wt％以下とする。 なお、不純物として含有されることがあるFe
は含有量が0.15wt％を越えると不溶性の晶出物が
発生して伸びの低下が著しくなる。よつて、Fe
の含有量は0.15wt％以下とする。 次に、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、350〜500℃の温度で熱間加工を行なつて所定
の板厚まで加工し、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、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℃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、350〜450℃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する。この加熱保
持の温度が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回の加熱保持により遷移元素Mn、
Cr、Zr等とAlとの金属間化合物MnAl3、
Cr2Mg3Al18、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つて材料中に生成さ
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
行なつた場合に比較して、遷移元素の析出形態が
微細なことおよび若干のCu、Mg等とAlとの高温
時効折出物が形成されるために、加熱保持後の冷
却速度も30℃/Hrと遅くなつても良く、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未満にな
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。 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冷間加工とを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、従つ
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。 よつて、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、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、350〜550℃の温度で加熱軟化処理を
行なつてから超塑性加工を行なうこともできる。 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％以上の超塑
性伸びが得られる。 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。 実施例 １ Cu4.5wt％、Mg1.5wt％、Mn0.6wt％、
Fe0.10wt％残部Al（合金１）およびCu6.3wt％、
Mn0.3wt％、Zr0.15wt％、V0.10wt％、Ti0.06残
部Al（合金２）よりなる鋳塊（厚さ400mm）を通
常のDC鋳造法により鋳造後、490℃の温度で
12Hr均質化熱処理後、420℃の温度で熱間圧延を
行なつて6.3mm厚の板とし、520℃の温度で3Hrお
よび450℃の温度で12Hrのの加熱保持を行ない、
約100℃/Hrの冷却速度で冷却し、冷間圧延によ
り2.5mm厚の板（冷間加工率60％）を作製し、475
℃で歪速度１×10-3／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倍以上にも
なつている。
【表】
実施例 ２
通常のDC鋳造法で鋳造した実施例１の合金２
（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、520℃の温度で3Hrおよび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2.5mmの材料を作製し、475℃
に加熱後、歪速度１×10-3／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。
（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、520℃の温度で3Hrおよび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2.5mmの材料を作製し、475℃
に加熱後、歪速度１×10-3／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。
【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２（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、520℃で3Hsおよび450℃
の温度で10Hrの加熱保持を行なつた後、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２（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、520℃で3Hsおよび450℃
の温度で10Hrの加熱保持を行なつた後、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、 Mg2.5wt％以下、Si2wt％以下、 Mn0.05〜0.5wt％、Cr0.05〜2.0wt％、 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℃の温度において均質化熱処理を行
ない、次いで、350〜500℃の温度で熱間加工を行
なつた後、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
で冷却し、350〜450℃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 Cu2〜7wt％を必須成分とし、 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℃の温度において均質化熱処理を行
ない、次いで、350〜500℃の温度で熱間加工を行
なつた後、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
で冷却し、350〜450℃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
で冷却してから、20〜60％の冷間加工を行ない、
続いて300℃以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。 ３ Cu2〜7wt％を必須成分とし、 Mg2.5wt％以下、Si2wt％以下、 Mn0.05〜0.5wt％、Cr0.05〜2.0wt％、 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℃の温度において均質化熱処理を行
ない、次いで、350〜500℃の温度で熱間加工を行
なつた後、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
で冷却し、350〜450℃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
で冷却してから、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℃の温度にて軟化処理を行な
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 |
|---|---|---|---|
| JP19359983A JPS6086251A (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 |
|---|---|---|---|
| JP19359983A JPS6086251A (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 |
|---|---|
| JPS6086251A JPS6086251A (ja) | 1985-05-15 |
| JPS6157387B2 true JPS6157387B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16310629
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19359983A Granted JPS6086251A (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) | JPS6086251A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105624493A (zh) * | 2016-03-18 | 2016-06-01 | 中国科学院长春应用化学研究所 | 一种耐热Al-Cu-Mg系铝合金 |
-
1983
- 1983-10-17 JP JP19359983A patent/JPS6086251A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6086251A (ja) | 1985-05-15 |
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