JPS622024B2 - - Google Patents
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- JPS622024B2 JPS622024B2 JP9417484A JP9417484A JPS622024B2 JP S622024 B2 JPS622024 B2 JP S622024B2 JP 9417484 A JP9417484 A JP 9417484A JP 9417484 A JP9417484 A JP 9417484A JP S622024 B2 JPS622024 B2 JP S622024B2
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Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
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―Mg―Si系超塑性ア
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。 ［従来技術］ 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Al―Mg―Si系アルミニウム合金
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、300〜550℃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。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記に説明したようにAl―Mg―Si系
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10μ
ｍ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。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方
法は、 (1) Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt%、 を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―
Mg―Si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、300〜550℃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
を第１の発明とし、 (2) Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt%、 を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―
Mg―Si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、300〜550℃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) Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt% を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―
Mg―Si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、300〜550℃の温
度で冷間加工後、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
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、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の
製造方法に使用する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。 Mgは含有量が0.5wt%未満では充分な強度が得
られず、また、2.0wt%を越えて含有されると超
塑性伸びが低下する。よつて、Mg含有量は0.5〜
2.0wt%とする。 Siは含有量が0.3wt%未満では充分な強度が得
られず、また、5.0wt%を越えて含有されると延
性、靭性が低下し、超塑性伸び得られなくなる。
よつて、Si含有量は0.3〜5.0wt％とする。 Cuは含有量が１wt%を越えると延性、靭性お
よび耐蝕性が損なわれるようになる。よつて、
Cu含有量は１wt%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、
Mn1.5wt%、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0.05〜1.5wt%、
Cr含有量は0.05〜0.5wt%、Zr0.05〜0.5wt%、
V0.05〜0.5wt%、Ti含有量は0.15wt%以下とす
る。 なお、不純物として、Fe0.15wt%以上の含有
は、Feの不溶性の晶出物が発生して伸びの低下
が著しい。 次に、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、300〜550
℃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Mg、Si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
Mg、Si、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
工による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、
Cr2Mg2Al18、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。 〔実施例〕 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、Mg1.0wt
％、Si0.6wt%、Cu0.25wt%、Cr0.23wt%、
Fe0.10wt%、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、400〜300
℃の温度における熱間圧延により４〜６mm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℃に加熱後、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、本発明に系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―Mg―Si系超塑性ア
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。 ［従来技術］ 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Al―Mg―Si系アルミニウム合金
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、300〜550℃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。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記に説明したようにAl―Mg―Si系
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10μ
ｍ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。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方
法は、 (1) Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt%、 を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―
Mg―Si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、300〜550℃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
を第１の発明とし、 (2) Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt%、 を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―
Mg―Si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、300〜550℃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) Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt% を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―
Mg―Si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、300〜550℃の温
度で冷間加工後、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
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、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の
製造方法に使用する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。 Mgは含有量が0.5wt%未満では充分な強度が得
られず、また、2.0wt%を越えて含有されると超
塑性伸びが低下する。よつて、Mg含有量は0.5〜
2.0wt%とする。 Siは含有量が0.3wt%未満では充分な強度が得
られず、また、5.0wt%を越えて含有されると延
性、靭性が低下し、超塑性伸び得られなくなる。
よつて、Si含有量は0.3〜5.0wt％とする。 Cuは含有量が１wt%を越えると延性、靭性お
よび耐蝕性が損なわれるようになる。よつて、
Cu含有量は１wt%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、
Mn1.5wt%、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0.05〜1.5wt%、
Cr含有量は0.05〜0.5wt%、Zr0.05〜0.5wt%、
V0.05〜0.5wt%、Ti含有量は0.15wt%以下とす
る。 なお、不純物として、Fe0.15wt%以上の含有
は、Feの不溶性の晶出物が発生して伸びの低下
が著しい。 次に、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、300〜550
℃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Mg、Si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
Mg、Si、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
工による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、
Cr2Mg2Al18、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。 〔実施例〕 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、Mg1.0wt
％、Si0.6wt%、Cu0.25wt%、Cr0.23wt%、
Fe0.10wt%、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、400〜300
℃の温度における熱間圧延により４〜６mm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℃に加熱後、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、本発明に系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、400〜300
℃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
℃/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2.5mm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、400〜300
℃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
℃/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2.5mm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、400〜300
℃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2.5
mm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×
104／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、400〜300
℃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2.5
mm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×
104／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】
［発明の効果］
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―Mg―Si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―Mg―Si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 Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt%、 を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―Mg
―Si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、300〜550℃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 Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt% を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―Mg
―Si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、300〜550℃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 Mg0.5〜2.0wt%、Si0.3〜5.0wt% を含有し、さらに、 Cu1wt%以下、Mn0.05〜1.5wt%、 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―Mg
―Si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、300〜550℃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特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 |
|---|---|---|---|
| JP9417484A JPS60238459A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP9417484A JPS60238459A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60238459A JPS60238459A (ja) | 1985-11-27 |
| JPS622024B2 true JPS622024B2 (ja) | 1987-01-17 |
Family
ID=14102972
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9417484A Granted JPS60238459A (ja) | 1984-05-11 | 1984-05-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60238459A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109778030A (zh) * | 2019-03-19 | 2019-05-21 | 苏州铭恒金属科技有限公司 | 一种新的铝合金材料及其制备 |
-
1984
- 1984-05-11 JP JP9417484A patent/JPS60238459A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109778030A (zh) * | 2019-03-19 | 2019-05-21 | 苏州铭恒金属科技有限公司 | 一种新的铝合金材料及其制备 |
| CN109778030B (zh) * | 2019-03-19 | 2022-03-04 | 苏州铭恒金属科技有限公司 | 一种新的铝合金材料及其制备 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60238459A (ja) | 1985-11-27 |
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