JPS62226B2 - - Google Patents
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- JPS62226B2 JPS62226B2 JP9417584A JP9417584A JPS62226B2 JP S62226 B2 JPS62226 B2 JP S62226B2 JP 9417584 A JP9417584 A JP 9417584A JP 9417584 A JP9417584 A JP 9417584A JP S62226 B2 JPS62226 B2 JP S62226B2
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- Forging (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (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。 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。 〔従来技術〕 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。 〔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、いままでは、
Al−Mg−Si系の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。 〔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、340〜450℃
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0.5wt％未満では充分な強度が得られず、
また、2.0wt％を越える含量では充分な超塑性伸
びが得られない。よつて、Mg含量は0.5〜2.0wt
％とする。 Siは0.3wt％未満では充分な強度が得られず、
また、50wt％を越えて含有されると延性、靭性
が低下し、超塑性が得られない。よつて、Si含有
量は0.3〜50.wt％とする。 Cuは1wt％を越えて含有されると延性、靭性お
よび耐蝕性が損なわれる。よつて、Cu含量は1wt
％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、
Mn0.5wt％、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含量は0.05〜
1.5wt％、Cr含量は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
の含量は0.15wt％以下とする。 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、300〜550℃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、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回の加熱保持より遷移元系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Mg、Si等とAlとの高温
時効析出物が形成されるために、加熱保持後の冷
却速度も30℃／Hr以上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0.5m｛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、Cr2Mg3Al16、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。 〔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鋳造法により鋳造したMg1.0wt％、
Si0.6wt％、Cu0.25wt％、Cr0.23wt％、Fe0.10wt
％、残部Alよりなる鋳塊（厚さ400mm）を465℃
の温度で12Hr均質化熱処理後、 400〜300℃の温度で熱間圧延を行なつて４〜６
mm厚の板とし、第１表に示す工程で最終板厚2.5
mm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倍以上約５
倍にも達するものがある。
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。 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。 〔従来技術〕 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。 〔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、いままでは、
Al−Mg−Si系の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。 〔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、340〜450℃
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0.5wt％未満では充分な強度が得られず、
また、2.0wt％を越える含量では充分な超塑性伸
びが得られない。よつて、Mg含量は0.5〜2.0wt
％とする。 Siは0.3wt％未満では充分な強度が得られず、
また、50wt％を越えて含有されると延性、靭性
が低下し、超塑性が得られない。よつて、Si含有
量は0.3〜50.wt％とする。 Cuは1wt％を越えて含有されると延性、靭性お
よび耐蝕性が損なわれる。よつて、Cu含量は1wt
％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、
Mn0.5wt％、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含量は0.05〜
1.5wt％、Cr含量は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
の含量は0.15wt％以下とする。 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、300〜550℃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、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回の加熱保持より遷移元系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Mg、Si等とAlとの高温
時効析出物が形成されるために、加熱保持後の冷
却速度も30℃／Hr以上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0.5m｛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、Cr2Mg3Al16、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。 〔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鋳造法により鋳造したMg1.0wt％、
Si0.6wt％、Cu0.25wt％、Cr0.23wt％、Fe0.10wt
％、残部Alよりなる鋳塊（厚さ400mm）を465℃
の温度で12Hr均質化熱処理後、 400〜300℃の温度で熱間圧延を行なつて４〜６
mm厚の板とし、第１表に示す工程で最終板厚2.5
mm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倍以上約５
倍にも達するものがある。
【表】
実施例 ２
通常のDC法により鋳造された実施例１と同し
鋳塊（厚さ400mm）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12.5mm厚の板とした後、510℃の温度で
3Hrおよび400℃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、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表から明らかであるが、本発明に係る超塑
性アルミニウム合金の製造方法により製作された
材料は、低温軟化焼鈍しない材料と同等かまたは
それ以上の超塑性伸びのあることがわかる。
鋳塊（厚さ400mm）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12.5mm厚の板とした後、510℃の温度で
3Hrおよび400℃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、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表から明らかであるが、本発明に係る超塑
性アルミニウム合金の製造方法により製作された
材料は、低温軟化焼鈍しない材料と同等かまたは
それ以上の超塑性伸びのあることがわかる。
【表】
実施例 ３
通常のDC法により鋳造した実施例１と同じ鋳
塊（厚さ400mm）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6.3mm厚の板とし、510℃の温度で3Hrおよび
400℃の温度で10Hrの加熱保持を行なつた後、約
100℃／Hrの冷却速度で冷却し、冷間圧延により
2.5mm厚の板とし、第３表に示す加熱速度で480℃
の温度に加熱軟化処理し、510℃の温度で歪速度
２×10-4／secで変形した。 この第３表より明らかであるが、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100
℃／Hr以上の加熱速度で加熱して軟化処理した
材料の超塑性伸びは、加熱速度が40℃／Hrの場
合に比して格段と優れていることがわかる。
塊（厚さ400mm）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6.3mm厚の板とし、510℃の温度で3Hrおよび
400℃の温度で10Hrの加熱保持を行なつた後、約
100℃／Hrの冷却速度で冷却し、冷間圧延により
2.5mm厚の板とし、第３表に示す加熱速度で480℃
の温度に加熱軟化処理し、510℃の温度で歪速度
２×10-4／secで変形した。 この第３表より明らかであるが、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100
℃／Hr以上の加熱速度で加熱して軟化処理した
材料の超塑性伸びは、加熱速度が40℃／Hrの場
合に比して格段と優れていることがわかる。
【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、この方法により製造された材
料はくびれ（局所伸び）が発生することなく、優
れた超塑性伸びが得られ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、この方法により製造された材
料はくびれ（局所伸び）が発生することなく、優
れた超塑性伸びが得られ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、340〜450℃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 |
|---|---|---|---|
| JP9417584A JPS60238462A (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 |
|---|---|---|---|
| JP9417584A JPS60238462A (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 |
|---|---|
| JPS60238462A JPS60238462A (ja) | 1985-11-27 |
| JPS62226B2 true JPS62226B2 (ja) | 1987-01-06 |
Family
ID=14103001
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9417584A Granted JPS60238462A (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) | JPS60238462A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110964955B (zh) * | 2019-12-19 | 2021-09-07 | 广西南南铝加工有限公司 | 一种电饭煲锅胆用5052铝合金圆片的生产方法 |
-
1984
- 1984-05-11 JP JP9417584A patent/JPS60238462A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60238462A (ja) | 1985-11-27 |
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