JPH07145441A - 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
超塑性アルミニウム合金およびその製造方法Info
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- JPH07145441A JPH07145441A JP5300365A JP30036593A JPH07145441A JP H07145441 A JPH07145441 A JP H07145441A JP 5300365 A JP5300365 A JP 5300365A JP 30036593 A JP30036593 A JP 30036593A JP H07145441 A JPH07145441 A JP H07145441A
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- C22C—ALLOYS
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法
に関し、押出・鍛造および圧延等の塑性加工に供するこ
とができ、かつ、超塑性発現の歪速度が従来の静的再結
晶型超塑性アルミニウム合金の場合より高速となる溶製
高速超塑性アルミニウム合金およびその製造方法を提供
する。 【構成】 Ｍｇ：４．０以上１５wt％を含み、かつＭ
ｍ，Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍ
ｏ，Ｔａのうち１種又は２種以上の元素を０．１〜１．
０wt％を含む基本合金系に、さらにＳｃ，Ｃｕ，Ｌｉ，
Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃｄを選択的に添加し１０〜２００nmの金
属間化合物の球状析出物を体積分率で０．１〜４．０％
含み、平均結晶粒径が０．５〜１０μｍである組織を有
することを特徴とする。
に関し、押出・鍛造および圧延等の塑性加工に供するこ
とができ、かつ、超塑性発現の歪速度が従来の静的再結
晶型超塑性アルミニウム合金の場合より高速となる溶製
高速超塑性アルミニウム合金およびその製造方法を提供
する。 【構成】 Ｍｇ：４．０以上１５wt％を含み、かつＭ
ｍ，Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍ
ｏ，Ｔａのうち１種又は２種以上の元素を０．１〜１．
０wt％を含む基本合金系に、さらにＳｃ，Ｃｕ，Ｌｉ，
Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃｄを選択的に添加し１０〜２００nmの金
属間化合物の球状析出物を体積分率で０．１〜４．０％
含み、平均結晶粒径が０．５〜１０μｍである組織を有
することを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、超塑性材料に関し、特
に押出・鍛造および圧延等の塑性加工に供することが可
能な溶製高速超塑性アルミニウム合金およびその製造方
法に関する。
に押出・鍛造および圧延等の塑性加工に供することが可
能な溶製高速超塑性アルミニウム合金およびその製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金においても超塑性を示
すものが知られており、組成的には、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｌｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃａ系、Ａｌ−Ｎｉ系などの合金がある
（例えば、「アルミニウム材料の基礎と工業技術」、社
団法人軽金属協会（１９８５）ｐ．３８７、表１参
照）。
すものが知られており、組成的には、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｌｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃａ系、Ａｌ−Ｎｉ系などの合金がある
（例えば、「アルミニウム材料の基礎と工業技術」、社
団法人軽金属協会（１９８５）ｐ．３８７、表１参
照）。
【０００３】通常の超塑性材では、予め変形前に静的再
結晶により結晶粒を微細化しておいた後に、高温・低歪
速度で荷重をかけ、粒界すべりによって超塑性変形を起
こすようになっている。最近は、高温変形の初期段階に
て動的再結晶させて微細かつ均一な結晶粒を得て、引き
続き超塑性変形する動的再結晶型アルミニウム合金も知
られている（例えば、東健司：実用アルミニウム合金の
超塑性、軽金属、Vol.３９， No.１１（１９８９）ｐ．
７５１−７６４、参照）。
結晶により結晶粒を微細化しておいた後に、高温・低歪
速度で荷重をかけ、粒界すべりによって超塑性変形を起
こすようになっている。最近は、高温変形の初期段階に
て動的再結晶させて微細かつ均一な結晶粒を得て、引き
続き超塑性変形する動的再結晶型アルミニウム合金も知
られている（例えば、東健司：実用アルミニウム合金の
超塑性、軽金属、Vol.３９， No.１１（１９８９）ｐ．
７５１−７６４、参照）。
【０００４】静的再結晶型超塑性アルミニウム合金にお
いては、溶製材に強加工（一般に７０％以上）を行った
後に、再結晶させているので、薄板状（線状）の素材し
か得られず、部品（製品）の適用範囲に制限があり、ま
た超塑性発現の歪速度が遅く、超塑性発現温度も比較的
に高い。また、動的再結晶型アルミニウム合金において
は、高歪速度で変形できるが、現在のところは高コスト
な粉末冶金法ないしメカニカルアロイング法で作られた
素材に限られている。そこで、低温かつ高温での加工が
可能である素材の開発が望まれている。
いては、溶製材に強加工（一般に７０％以上）を行った
後に、再結晶させているので、薄板状（線状）の素材し
か得られず、部品（製品）の適用範囲に制限があり、ま
た超塑性発現の歪速度が遅く、超塑性発現温度も比較的
に高い。また、動的再結晶型アルミニウム合金において
は、高歪速度で変形できるが、現在のところは高コスト
な粉末冶金法ないしメカニカルアロイング法で作られた
素材に限られている。そこで、低温かつ高温での加工が
可能である素材の開発が望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、Ａｌ
−Ｍｇ系超塑性合金の熱間変形抵抗を減少すると共に超
塑性変形中の結晶粒成長を抑制し、かつ、押出、鍛造お
よび圧延等の塑性加工に供することが可能な溶製超塑性
アルミニウム合金を提供することである。本発明の別の
目的は、超塑性発現の歪速度が従来の静的再結晶型超塑
性アルミニウム合金の場合よりも高速となる超塑性アル
ミニウム合金を提供することである。本発明の他の目的
は、このような超塑性アルミニウム合金を製造する方法
を提供することである。
−Ｍｇ系超塑性合金の熱間変形抵抗を減少すると共に超
塑性変形中の結晶粒成長を抑制し、かつ、押出、鍛造お
よび圧延等の塑性加工に供することが可能な溶製超塑性
アルミニウム合金を提供することである。本発明の別の
目的は、超塑性発現の歪速度が従来の静的再結晶型超塑
性アルミニウム合金の場合よりも高速となる超塑性アル
ミニウム合金を提供することである。本発明の他の目的
は、このような超塑性アルミニウム合金を製造する方法
を提供することである。
【０００６】
【課題を解決する手段】上述の目的が、下記の本発明い
ずれによっても達成される。 （１）Ｍｇ；７〜１５wt％と、ミッシュメタル（Ｍ
ｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，
Ｔａから選ばれる１種または２種以上；０．１〜１．０
wt％含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物で
あり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球状
析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶粒
径が０．５〜１０μｍであって、結晶方位差が１５゜未
満の結晶粒界を１０〜５０％含む組織を有することを特
徴とする超塑性アルミニウム合金。
ずれによっても達成される。 （１）Ｍｇ；７〜１５wt％と、ミッシュメタル（Ｍ
ｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，
Ｔａから選ばれる１種または２種以上；０．１〜１．０
wt％含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物で
あり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球状
析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶粒
径が０．５〜１０μｍであって、結晶方位差が１５゜未
満の結晶粒界を１０〜５０％含む組織を有することを特
徴とする超塑性アルミニウム合金。
【０００７】（２）Ｍｇ；７〜１０wt％と、ミッシュメ
タル（Ｍｍ）、Ｚｒを添加比Ｍｍ／Ｚｒ；０．２〜２．
０、ミッシュメタルとＺｒの添加総量が０．１〜１．０
wt％含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物で
あり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球状
析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶粒
径が０．５〜１０μｍである組織を有することを特徴と
する超塑性アルミニウム合金。
タル（Ｍｍ）、Ｚｒを添加比Ｍｍ／Ｚｒ；０．２〜２．
０、ミッシュメタルとＺｒの添加総量が０．１〜１．０
wt％含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物で
あり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球状
析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶粒
径が０．５〜１０μｍである組織を有することを特徴と
する超塑性アルミニウム合金。
【０００８】（３）上記（１）または（２）に記載した
組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴ
ットに３００〜５３０℃で均質化処理を施す工程と、次
いで４００〜５３０℃で１０〜４０％の第１の熱間加工
を施す工程と、そのまま冷却することなく連続して４０
０〜５３０℃で時効析出する工程と、次いで３００〜４
００℃で４０％以上の第２の熱間加工を施す工程とを有
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。
組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴ
ットに３００〜５３０℃で均質化処理を施す工程と、次
いで４００〜５３０℃で１０〜４０％の第１の熱間加工
を施す工程と、そのまま冷却することなく連続して４０
０〜５３０℃で時効析出する工程と、次いで３００〜４
００℃で４０％以上の第２の熱間加工を施す工程とを有
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。
【０００９】（４）Ｍｇ；４〜７wt％未満と、ミッシュ
メタル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％含み、残部がアルミニウム
および不可避的不純物からなり、１０〜２００nmの前記
元素の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．１〜
４．０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍであっ
て、結晶方位差が１５゜未満の結晶粒界を１０〜５０％
含む組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム
合金。
メタル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％含み、残部がアルミニウム
および不可避的不純物からなり、１０〜２００nmの前記
元素の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．１〜
４．０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍであっ
て、結晶方位差が１５゜未満の結晶粒界を１０〜５０％
含む組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム
合金。
【００１０】（５）上記（４）に記載した組成のアルミ
ニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに２３０
〜５６０℃で均質化処理を施す工程と、次いで４００〜
５６０℃で１０〜４０％の第１の熱間加工を施す工程
と、そのまま冷却することなく連続して４００〜５６０
℃で時効析出する工程と、次いで３００℃未満の温度で
４０％以上の第２の熱間加工を施す工程とを有すること
を特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
ニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに２３０
〜５６０℃で均質化処理を施す工程と、次いで４００〜
５６０℃で１０〜４０％の第１の熱間加工を施す工程
と、そのまま冷却することなく連続して４００〜５６０
℃で時効析出する工程と、次いで３００℃未満の温度で
４０％以上の第２の熱間加工を施す工程とを有すること
を特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
【００１１】（６）Ｍｇ：７〜１５wt％と、ミッシュメ
タル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％、Ｓｃ：０．００５〜０．
１wt％を含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純
物からなり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物
の球状析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均
結晶粒径が０．１〜１０μｍである組織を有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金。
タル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％、Ｓｃ：０．００５〜０．
１wt％を含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純
物からなり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物
の球状析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均
結晶粒径が０．１〜１０μｍである組織を有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金。
【００１２】（７）上記（６）に記載した組成のアルミ
ニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００
〜５３０℃で８〜２４時間、均質化処理を施し、前記元
素の金属間化合物の球状分散粒子の大きさを１０〜２０
０nm、体積分率０．１〜４．０％とする工程と、３００
〜４００℃で５０％以上の熱間加工を施し、平均結晶粒
径を０．１〜１０μｍとする工程とを有することを特徴
とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
ニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００
〜５３０℃で８〜２４時間、均質化処理を施し、前記元
素の金属間化合物の球状分散粒子の大きさを１０〜２０
０nm、体積分率０．１〜４．０％とする工程と、３００
〜４００℃で５０％以上の熱間加工を施し、平均結晶粒
径を０．１〜１０μｍとする工程とを有することを特徴
とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
【００１３】（８）Ｍｇ：４〜７wt％未満と、ミッシュ
メタル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％、Ｓｃ：０．００５〜０．
１wt％を含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純
物からなり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物
の球状析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均
結晶粒径が０．１〜１０μｍである組織を有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金。
メタル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％、Ｓｃ：０．００５〜０．
１wt％を含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純
物からなり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物
の球状析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均
結晶粒径が０．１〜１０μｍである組織を有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金。
【００１４】（９）上記（８）に記載した組成のアルミ
ニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００
〜５３０℃で８〜２４時間、均質化処理を施し、前記元
素の金属間化合物の球状分散粒子の大きさを１０〜２０
０nm、体積分率０．１〜４．０％とする工程と、３００
℃未満で５０％以上の熱間加工を施し、平均結晶粒径を
０．１〜１０μｍとする工程とを有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。
ニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００
〜５３０℃で８〜２４時間、均質化処理を施し、前記元
素の金属間化合物の球状分散粒子の大きさを１０〜２０
０nm、体積分率０．１〜４．０％とする工程と、３００
℃未満で５０％以上の熱間加工を施し、平均結晶粒径を
０．１〜１０μｍとする工程とを有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。
【００１５】（１０）Ｍｇ：７〜１５wt％、ミッシュメ
タル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％、かつＣｕ，Ｌｉのいずれ
かまたは両方を０．１〜２．０wt％含み、残部がアルミ
ニウムおよび不可避的不純物であり、１０〜２００nmの
前記元素の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．
１〜４．０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍで
ある組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム
合金。
タル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％、かつＣｕ，Ｌｉのいずれ
かまたは両方を０．１〜２．０wt％含み、残部がアルミ
ニウムおよび不可避的不純物であり、１０〜２００nmの
前記元素の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．
１〜４．０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍで
ある組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム
合金。
【００１６】（１１）Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃｄから選ばれる１
種または２種以上の元素０．０１〜０．２wt％をさらに
含むことを特徴とする上記（１０）記載の超塑性アルミ
ニウム合金。 （１２）上記（１０）または（１１）に記載した組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに
４００〜５３０℃で８〜２４時間の均質化処理を施す工
程と、４００〜５３０℃で加工度１０〜４０％の熱間加
工を施す工程と、４００〜５３０℃で時効析出を施す工
程と、次いで３００〜４００℃で加工度４０％以上の熱
間加工を施し次いで急速冷却する工程とを有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
種または２種以上の元素０．０１〜０．２wt％をさらに
含むことを特徴とする上記（１０）記載の超塑性アルミ
ニウム合金。 （１２）上記（１０）または（１１）に記載した組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに
４００〜５３０℃で８〜２４時間の均質化処理を施す工
程と、４００〜５３０℃で加工度１０〜４０％の熱間加
工を施す工程と、４００〜５３０℃で時効析出を施す工
程と、次いで３００〜４００℃で加工度４０％以上の熱
間加工を施し次いで急速冷却する工程とを有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
【００１７】（１３）Ｍｇ：４〜７wt％未満、ミッシュ
メタル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％、かつＣｕ，Ｌｉのいずれ
かまたは両方を０．１〜２．０wt％含み、残部がアルミ
ニウムおよび不可避的不純物であり、１０〜２００nmの
前記元素の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．
１〜４．０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍで
ある組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム
合金。
メタル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％、かつＣｕ，Ｌｉのいずれ
かまたは両方を０．１〜２．０wt％含み、残部がアルミ
ニウムおよび不可避的不純物であり、１０〜２００nmの
前記元素の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．
１〜４．０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍで
ある組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム
合金。
【００１８】（１４）Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃｄから選ばれる１
種または２種以上の元素０．０１〜０．２wt％をさらに
含むことを特徴とする上記（１３）記載の超塑性アルミ
ニウム合金。 （１５）上記（１３）または（１４）に記載した組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに
４００〜５６０℃で８〜２４時間の均質化処理を施す工
程と、４００〜５６０℃で加工度１０〜４０％の熱間加
工を施す工程と、４００〜５６０℃で時効析出を施す工
程と、次いで２００〜３００℃で加工度４０％以上の熱
間加工を施し次いで急速冷却する工程とを有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
種または２種以上の元素０．０１〜０．２wt％をさらに
含むことを特徴とする上記（１３）記載の超塑性アルミ
ニウム合金。 （１５）上記（１３）または（１４）に記載した組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに
４００〜５６０℃で８〜２４時間の均質化処理を施す工
程と、４００〜５６０℃で加工度１０〜４０％の熱間加
工を施す工程と、４００〜５６０℃で時効析出を施す工
程と、次いで２００〜３００℃で加工度４０％以上の熱
間加工を施し次いで急速冷却する工程とを有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
【００１９】（１６）Ｍｇ：４〜７wt％未満、ミッシュ
メタル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％含み、残部がアルミニウム
および不可避的不純物からなる組成のアルミニウム合金
を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００℃未満の温
度で１０％以上の加工を施す工程と、次いで４００〜５
６０℃で４〜２０時間、時効析出する工程と、次いで３
００℃未満の温度で４０％以上の熱間加工を施す工程と
を有し、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球
状析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶
粒径が０．１〜１０μｍである組織に制御することを特
徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
メタル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上
の元素を０．１〜１．０wt％含み、残部がアルミニウム
および不可避的不純物からなる組成のアルミニウム合金
を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００℃未満の温
度で１０％以上の加工を施す工程と、次いで４００〜５
６０℃で４〜２０時間、時効析出する工程と、次いで３
００℃未満の温度で４０％以上の熱間加工を施す工程と
を有し、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球
状析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶
粒径が０．１〜１０μｍである組織に制御することを特
徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。
【００２０】
【作用】本発明では、熱間加工による転位導入と時効析
出との適切な組合せによって、動的再結晶を起こすのに
適した結晶粒組織を溶製超塑性アルミニウム合金に与え
る。合金組成の成分について、Ｍｇはアルミニウム合金
の主要な強度向上元素であり、その強化機構は固溶強化
と積層欠陥エネルギー低下による交差すべりの減少によ
って粒内変形抵抗が増大することによる。これにより高
温において粒界の強度が相対的に減少し、円滑な粒界移
動または滑りが起こり、超塑性* を発現する。（＊：高
温引張試験による伸びが２００％以上）この効果はＭｇ
に比例して、４wt％未満ではその効果が小さく、１５wt
％を越えると熱間加工が困難になり実用的でない。他に
アルミニウムの積層欠陥エネルギーを減少させるＣｕ，
Ｚｎ等の元素でも同様の効果が期待される。
出との適切な組合せによって、動的再結晶を起こすのに
適した結晶粒組織を溶製超塑性アルミニウム合金に与え
る。合金組成の成分について、Ｍｇはアルミニウム合金
の主要な強度向上元素であり、その強化機構は固溶強化
と積層欠陥エネルギー低下による交差すべりの減少によ
って粒内変形抵抗が増大することによる。これにより高
温において粒界の強度が相対的に減少し、円滑な粒界移
動または滑りが起こり、超塑性* を発現する。（＊：高
温引張試験による伸びが２００％以上）この効果はＭｇ
に比例して、４wt％未満ではその効果が小さく、１５wt
％を越えると熱間加工が困難になり実用的でない。他に
アルミニウムの積層欠陥エネルギーを減少させるＣｕ，
Ｚｎ等の元素でも同様の効果が期待される。
【００２１】Ｍｍ，Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，
Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａは均質化処理時に球状分散粒子
としてアルミニウムと金属間化合物を形成し、超塑性変
形中の粒成長を抑制し、超塑性能を向上させると共に、
析出強化により室温での強度を向上させる。その効果は
添加元素の合計量が０．１wt％未満では小さく、１．０
wt％を越えると通常の溶製法では、鋳造時に巨大な金属
間化合物を晶出して、超塑性能が低下する。通常の溶製
法より速い冷却速度を持つ鋳造方法を用いると、上記添
加元素の固溶量が増大して超塑性能が向上するが、形状
（鋳込肉厚等）の制約が生じ、またコスト高になる。
Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａは均質化処理時に球状分散粒子
としてアルミニウムと金属間化合物を形成し、超塑性変
形中の粒成長を抑制し、超塑性能を向上させると共に、
析出強化により室温での強度を向上させる。その効果は
添加元素の合計量が０．１wt％未満では小さく、１．０
wt％を越えると通常の溶製法では、鋳造時に巨大な金属
間化合物を晶出して、超塑性能が低下する。通常の溶製
法より速い冷却速度を持つ鋳造方法を用いると、上記添
加元素の固溶量が増大して超塑性能が向上するが、形状
（鋳込肉厚等）の制約が生じ、またコスト高になる。
【００２２】なお、複合添加の添加比Ｍｍ／Ｚｒが０．
２〜２．０の条件を外れるとその効果が小さい。これの
最適な範囲は０．５〜１．５である。Ｓｃは鋳造時に球
状分散粒子としてアルミニウムと金属間化合物を形成
し、均質化処理時の結晶粒成長を抑制すると共に、超塑
性変形中の粒成長を抑制し、超塑性能を向上させる。ま
たＳｃは室温での強度を向上させる。その効果は０．０
０５wt％未満では小さく、０．１wt％以上になると通常
の溶製法では、鋳造時に巨大な金属間化合物を晶出し
て、超塑性能が低下する。
２〜２．０の条件を外れるとその効果が小さい。これの
最適な範囲は０．５〜１．５である。Ｓｃは鋳造時に球
状分散粒子としてアルミニウムと金属間化合物を形成
し、均質化処理時の結晶粒成長を抑制すると共に、超塑
性変形中の粒成長を抑制し、超塑性能を向上させる。ま
たＳｃは室温での強度を向上させる。その効果は０．０
０５wt％未満では小さく、０．１wt％以上になると通常
の溶製法では、鋳造時に巨大な金属間化合物を晶出し
て、超塑性能が低下する。
【００２３】Ｃｕ，Ｌｉは析出強化により本超塑性アル
ミニウム合金の強度をさらに向上させる。その効果は添
加元素の合計量が０．１wt％未満では小さく、２．０wt
％を越えると、強度は向上するが成形性が低下する。ま
たＣｕは耐応力腐食割れ性を向上させる。Ｓｎ，Ｉｎ，
Ｃｄは室温時効を抑制して経年変化を低減すると共に高
温時効を促進して焼付硬化性を向上させる。また、耐孔
食性を向上させる。
ミニウム合金の強度をさらに向上させる。その効果は添
加元素の合計量が０．１wt％未満では小さく、２．０wt
％を越えると、強度は向上するが成形性が低下する。ま
たＣｕは耐応力腐食割れ性を向上させる。Ｓｎ，Ｉｎ，
Ｃｄは室温時効を抑制して経年変化を低減すると共に高
温時効を促進して焼付硬化性を向上させる。また、耐孔
食性を向上させる。
【００２４】次に金属間化合物の分散粒子について、金
属間化合物の分散粒子が球状であり、サイズで１０〜２
００nmの範囲内にあり、かつ体積分率で０．１〜４．０
％の範囲に存在すると、効果的に超塑性変形中の粒成長
を抑制し、超塑性能が向上する。これらの条件を外れる
と、熱間加工中に導入される転位が分散粒子を切断又は
ループを形成して、転位のセル構造などが形成されにく
く、かつ、粒成長を抑制することが難しくなり、超塑性
能が低下する。分散粒子の最適な大きさは２０〜５０nm
である。さらに、分散粒子は平均自由行程距離が０．０
５〜５０μｍの均一分散が望ましい。
属間化合物の分散粒子が球状であり、サイズで１０〜２
００nmの範囲内にあり、かつ体積分率で０．１〜４．０
％の範囲に存在すると、効果的に超塑性変形中の粒成長
を抑制し、超塑性能が向上する。これらの条件を外れる
と、熱間加工中に導入される転位が分散粒子を切断又は
ループを形成して、転位のセル構造などが形成されにく
く、かつ、粒成長を抑制することが難しくなり、超塑性
能が低下する。分散粒子の最適な大きさは２０〜５０nm
である。さらに、分散粒子は平均自由行程距離が０．０
５〜５０μｍの均一分散が望ましい。
【００２５】本発明超塑性アルミニウム合金の結晶粒に
ついて、その平均粒径が０．５〜１０μｍであり、結晶
方位差が１５゜（度）未満の結晶粒界を１０〜５０％含
むことが望ましい。平均結晶粒径が１０μｍを越えると
超塑性能が低下し、一方、０．５μｍ未満ではその結晶
の成長率が大きくなり超塑性能が低下する。結晶方位差
１５゜未満の結晶粒界は、高温変形中に応力誘起により
方位差が１５゜以上の結晶粒界に遷移し、微細結晶粒組
織となり、高歪速度で超塑性を発現する。その存在割合
が１０％未満では効果が小さく、５０％を越えると１５
゜以上に遷移しない粒界が多く残り、超塑性能が低下す
る。最適な存在割合は２０〜３０％である。なお、結晶
方位差１５゜以上の粒界は容易に粒界すべりが起こる。
結晶方位差は電子線回折の菊地線を測定することにより
求められ、１０〜１５％という割合は、一定視野内の粒
界全てについて、隣り合う結晶粒同士で方位差を求めて
１５゜未満の数を全体数に対しての割合として計算して
求める。
ついて、その平均粒径が０．５〜１０μｍであり、結晶
方位差が１５゜（度）未満の結晶粒界を１０〜５０％含
むことが望ましい。平均結晶粒径が１０μｍを越えると
超塑性能が低下し、一方、０．５μｍ未満ではその結晶
の成長率が大きくなり超塑性能が低下する。結晶方位差
１５゜未満の結晶粒界は、高温変形中に応力誘起により
方位差が１５゜以上の結晶粒界に遷移し、微細結晶粒組
織となり、高歪速度で超塑性を発現する。その存在割合
が１０％未満では効果が小さく、５０％を越えると１５
゜以上に遷移しない粒界が多く残り、超塑性能が低下す
る。最適な存在割合は２０〜３０％である。なお、結晶
方位差１５゜以上の粒界は容易に粒界すべりが起こる。
結晶方位差は電子線回折の菊地線を測定することにより
求められ、１０〜１５％という割合は、一定視野内の粒
界全てについて、隣り合う結晶粒同士で方位差を求めて
１５゜未満の数を全体数に対しての割合として計算して
求める。
【００２６】本発明の超塑性アルミニウム合金の製造法
は、まず第３発明において、前記組成のアルミニウム合
金（Ｍｇ；７〜１５wt％）を溶解・鋳造し、得られたイ
ンゴットを３００〜５３０℃の温度で均質化処理を施
す。均質化処理は、その組成での固溶温度と固相線の範
囲内であれば良く、最適温度は４００〜４５０℃であ
る。３００℃未満（その組成での固溶温度）ではＡｌと
Ｍｇの巨大な化合物が析出して超塑性能が低下し、５３
０℃（その組成での固相線）を越えると液相が生じて超
塑性能が低下する。均質化時間は４〜２４時間が適当で
あり、温度が低い場合には時間が長く、高い場合には短
くするのは、一般の熱処理と同様である。
は、まず第３発明において、前記組成のアルミニウム合
金（Ｍｇ；７〜１５wt％）を溶解・鋳造し、得られたイ
ンゴットを３００〜５３０℃の温度で均質化処理を施
す。均質化処理は、その組成での固溶温度と固相線の範
囲内であれば良く、最適温度は４００〜４５０℃であ
る。３００℃未満（その組成での固溶温度）ではＡｌと
Ｍｇの巨大な化合物が析出して超塑性能が低下し、５３
０℃（その組成での固相線）を越えると液相が生じて超
塑性能が低下する。均質化時間は４〜２４時間が適当で
あり、温度が低い場合には時間が長く、高い場合には短
くするのは、一般の熱処理と同様である。
【００２７】この均質化処理後に、第１の熱間加工を４
００〜５３０℃の温度で、１０〜４０％の加工度で行
い、温度を下げずに、引き続いて、４００〜５３０℃の
温度で時効析出を行う。この熱間加工によって転位セル
組織を形成し、これが析出物（金属間化合物粒子）の核
生成サイトとなり、析出物の分布を均一にすることがで
きる。熱間加工温度を析出物形成元素の拡散し易い温度
にすることで、転位芯をこれら元素が拡散して、析出物
の生成速度を速め、さらに、加工により欠陥が導入され
て、拡散が促進され、析出物の生成が速められる。温度
が４００℃未満では、分散粒子の析出が少なく、５３０
℃（その組成での固相線）を越えると、液相を生じ超塑
性能が低下する。最適な熱間加工温度は４００〜４５０
℃である。
００〜５３０℃の温度で、１０〜４０％の加工度で行
い、温度を下げずに、引き続いて、４００〜５３０℃の
温度で時効析出を行う。この熱間加工によって転位セル
組織を形成し、これが析出物（金属間化合物粒子）の核
生成サイトとなり、析出物の分布を均一にすることがで
きる。熱間加工温度を析出物形成元素の拡散し易い温度
にすることで、転位芯をこれら元素が拡散して、析出物
の生成速度を速め、さらに、加工により欠陥が導入され
て、拡散が促進され、析出物の生成が速められる。温度
が４００℃未満では、分散粒子の析出が少なく、５３０
℃（その組成での固相線）を越えると、液相を生じ超塑
性能が低下する。最適な熱間加工温度は４００〜４５０
℃である。
【００２８】加工度が１０％未満或いは４０％を越える
と、分散粒子の分散状態が上記条件を満たさない。最適
な加工度は１０〜２０％である。この熱間加工を施さな
いと、難溶性の晶出物および鋳造時の粒界が主として析
出物の核生成サイトとなり、析出物の分布が不均一にな
り、結晶粒が粗大になる。時効析出は熱間加工に引き続
いて行うのは、もし、冷却してから加熱すると、昇温中
に第１の熱間加工で形成した転位セル組織が回復してし
まうからである。さらに、冷却して室温に放置するなら
ば、時効軟化（歪みエネルギーが高いために、室温でも
再配列が起きて転位が緩和、あるいは転位上へのβ相の
析出）で加工組織の回復が生じてしまう。時効析出によ
り、分散粒子をそのサイズ分布範囲で１０〜２００nm
に、体積分率を０．１〜４．０％にコントロールする。
温度が４００℃未満では分散粒子の成長が遅く、処理時
間が長くなり、実用的でない。５３０℃（その組成での
固相線）を越えると、液相が生じて超塑性能が低下す
る。最適な時効温度は４００〜４５０℃である。処理時
間は１〜４時間が適当であり、この時間の設定は均質化
処理と同様である。
と、分散粒子の分散状態が上記条件を満たさない。最適
な加工度は１０〜２０％である。この熱間加工を施さな
いと、難溶性の晶出物および鋳造時の粒界が主として析
出物の核生成サイトとなり、析出物の分布が不均一にな
り、結晶粒が粗大になる。時効析出は熱間加工に引き続
いて行うのは、もし、冷却してから加熱すると、昇温中
に第１の熱間加工で形成した転位セル組織が回復してし
まうからである。さらに、冷却して室温に放置するなら
ば、時効軟化（歪みエネルギーが高いために、室温でも
再配列が起きて転位が緩和、あるいは転位上へのβ相の
析出）で加工組織の回復が生じてしまう。時効析出によ
り、分散粒子をそのサイズ分布範囲で１０〜２００nm
に、体積分率を０．１〜４．０％にコントロールする。
温度が４００℃未満では分散粒子の成長が遅く、処理時
間が長くなり、実用的でない。５３０℃（その組成での
固相線）を越えると、液相が生じて超塑性能が低下す
る。最適な時効温度は４００〜４５０℃である。処理時
間は１〜４時間が適当であり、この時間の設定は均質化
処理と同様である。
【００２９】そして、時効析出後に、第２の熱間加工を
３００〜４００℃の温度で、４０％以上の加工度で行
う。この熱間加工により転位が導入され、均一に分布し
ている析出物（分散粒子）にからまって等軸の転位セル
組織が形成され、結果として微細な等軸粒となる。さら
に、加工中の加熱によって転位が再配列して小傾角粒界
（結晶方位差１５゜未満の結晶粒界）が多く形成され
る。また、転位は析出物にピンニングし、お互いにから
みあっているので、転位が加熱保持中に他のすべり面に
移ったり (climb)、析出物から離れて移動したりするこ
とは少ない。この熱間加工により結晶方位差が１５゜未
満の結晶粒界を１０〜５０％含み、平均粒径が０．５〜
１０μｍの微細組織を造り込む。加工温度が４００℃を
越えると、分散粒子が粗大化して２００nmよりも大きく
なって超塑性能が低下する。３００℃未満では、上記微
細組織が造り込めない。加工度４０％未満では、上記微
細組織が造り込めない。一方、析出物がない場合には、
加工方向に伸長した結晶粒となって、熱間加工加熱保持
中に転位が climbしたり、消滅サイト（粒界）へ移動し
たりして、転位セル組織が消滅し、微細な結晶組織が形
成されない。通常は加工後再結晶によって微細化する
が、本発明では、上述したように熱間加工で微細結晶粒
が得られる。
３００〜４００℃の温度で、４０％以上の加工度で行
う。この熱間加工により転位が導入され、均一に分布し
ている析出物（分散粒子）にからまって等軸の転位セル
組織が形成され、結果として微細な等軸粒となる。さら
に、加工中の加熱によって転位が再配列して小傾角粒界
（結晶方位差１５゜未満の結晶粒界）が多く形成され
る。また、転位は析出物にピンニングし、お互いにから
みあっているので、転位が加熱保持中に他のすべり面に
移ったり (climb)、析出物から離れて移動したりするこ
とは少ない。この熱間加工により結晶方位差が１５゜未
満の結晶粒界を１０〜５０％含み、平均粒径が０．５〜
１０μｍの微細組織を造り込む。加工温度が４００℃を
越えると、分散粒子が粗大化して２００nmよりも大きく
なって超塑性能が低下する。３００℃未満では、上記微
細組織が造り込めない。加工度４０％未満では、上記微
細組織が造り込めない。一方、析出物がない場合には、
加工方向に伸長した結晶粒となって、熱間加工加熱保持
中に転位が climbしたり、消滅サイト（粒界）へ移動し
たりして、転位セル組織が消滅し、微細な結晶組織が形
成されない。通常は加工後再結晶によって微細化する
が、本発明では、上述したように熱間加工で微細結晶粒
が得られる。
【００３０】時効析出後、３００〜４００℃の温度で４
０％以上の加工度で熱間加工を行う。この熱間加工によ
り平均結晶粒径０．５〜１０μｍの微細組織を造り込
む。４００℃を越えると分散粒子が粗大化して超塑性能
が低下する。３００℃（その組成での固溶温度）未満で
は上記微細組織が造り込めない。加工度４０％未満では
上記微細組織が造り込めない。
０％以上の加工度で熱間加工を行う。この熱間加工によ
り平均結晶粒径０．５〜１０μｍの微細組織を造り込
む。４００℃を越えると分散粒子が粗大化して超塑性能
が低下する。３００℃（その組成での固溶温度）未満で
は上記微細組織が造り込めない。加工度４０％未満では
上記微細組織が造り込めない。
【００３１】次に、第５発明において、前記組成のアル
ミニウム合金（Ｍｇ；４〜７wt％未満）を溶解・鋳造
し、得られたインゴットを２３０〜５６０℃の温度で均
質化処理を施す。均質化処理は、その組成での固溶温度
と固相線の範囲内であれば良く、最適温度は４００〜４
５０℃である。２３０℃未満（その組成での固溶温度）
ではＡｌとＭｇの巨大な化合物が析出して超塑性能が低
下し、５６０℃（その組成での固相線）を越えると液相
が生じて超塑性能が低下する。均質化処理後、４００〜
５６０℃の温度で１０〜４０％の加工度で熱間加工を行
い、引き続いて４００〜５６０℃の温度で時効析出を行
う。熱間加工により球状粒子を均一分散させる。４００
℃未満では分散粒子の析出が少なく、５６０℃（その組
成での固相線）を越えると液相が生じて超塑性能が低下
する。最適温度は４００〜４５０℃である。時効析出
後、３００℃未満の温度で４０％以上の加工度で熱間加
工を行う。この熱間加工により平均結晶粒径０．１〜１
０μｍの微細組織を造り込む。３００℃を越えると動的
回復が生じて転位が減少し、上記微細組織が造り込めな
い。加工度４０％未満では上記微細組織が造り込めな
い。
ミニウム合金（Ｍｇ；４〜７wt％未満）を溶解・鋳造
し、得られたインゴットを２３０〜５６０℃の温度で均
質化処理を施す。均質化処理は、その組成での固溶温度
と固相線の範囲内であれば良く、最適温度は４００〜４
５０℃である。２３０℃未満（その組成での固溶温度）
ではＡｌとＭｇの巨大な化合物が析出して超塑性能が低
下し、５６０℃（その組成での固相線）を越えると液相
が生じて超塑性能が低下する。均質化処理後、４００〜
５６０℃の温度で１０〜４０％の加工度で熱間加工を行
い、引き続いて４００〜５６０℃の温度で時効析出を行
う。熱間加工により球状粒子を均一分散させる。４００
℃未満では分散粒子の析出が少なく、５６０℃（その組
成での固相線）を越えると液相が生じて超塑性能が低下
する。最適温度は４００〜４５０℃である。時効析出
後、３００℃未満の温度で４０％以上の加工度で熱間加
工を行う。この熱間加工により平均結晶粒径０．１〜１
０μｍの微細組織を造り込む。３００℃を越えると動的
回復が生じて転位が減少し、上記微細組織が造り込めな
い。加工度４０％未満では上記微細組織が造り込めな
い。
【００３２】また、第７および第９発明において、前記
組成のアルミニウム合金（Ｓｃ；０．００５〜０．１wt
％）を溶解・鋳造し、得られたインゴットを４００〜５
３０℃の温度で８〜２４時間の均質化処理を施す。均質
化処理により球状分散粒子の大きさの分布範囲を１０〜
２００nm、体積分率０．１〜４．０％にコントロールす
る。４００℃未満ではＭｍ，Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎ
ｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａを含む球状分散粒子
の析出が少なく、５３０℃を越えるとＳｃを含む球状分
散粒子が粗大化して超塑性能が低下する。時間が８時間
未満では鋳造時に晶出したＡｌとＭｇの巨大化合物のす
べて固溶せず、その後の熱間加工時に割れの原因となる
と共に、Ｍｍ，Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａを含む球状分散粒子の析出が少な
い。２４時間以上ではＳｃを含む球状分散粒子が粗大化
して超塑性能が低下する。最適温度は４００〜４５０
℃、最適時間は１０〜２０時間である。
組成のアルミニウム合金（Ｓｃ；０．００５〜０．１wt
％）を溶解・鋳造し、得られたインゴットを４００〜５
３０℃の温度で８〜２４時間の均質化処理を施す。均質
化処理により球状分散粒子の大きさの分布範囲を１０〜
２００nm、体積分率０．１〜４．０％にコントロールす
る。４００℃未満ではＭｍ，Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎ
ｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａを含む球状分散粒子
の析出が少なく、５３０℃を越えるとＳｃを含む球状分
散粒子が粗大化して超塑性能が低下する。時間が８時間
未満では鋳造時に晶出したＡｌとＭｇの巨大化合物のす
べて固溶せず、その後の熱間加工時に割れの原因となる
と共に、Ｍｍ，Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃ
ａ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａを含む球状分散粒子の析出が少な
い。２４時間以上ではＳｃを含む球状分散粒子が粗大化
して超塑性能が低下する。最適温度は４００〜４５０
℃、最適時間は１０〜２０時間である。
【００３３】均質化処理後、Ｍｇ組成が７〜１５wt％で
ある第７発明の場合は３００〜４００℃の温度にて、ま
たＭｇ組成が４〜７wt％未満である第９発明の場合は３
００℃未満の温度でともに５０％以上の加工度で熱間加
工を行う。この熱間加工により平均結晶粒径０．１〜１
０μｍの微細組織を造り込む。上限温度を越えると球状
分散粒子が粗大化して超塑性能が低下する。第７発明で
は、３００℃未満では上記微細組織が造り込めない。加
工度５０％未満では上記微細組織が造り込めない。な
お、第１２発明（Ｍｇ；７〜１５wt％、Ｃｕおよび／ま
たはＬｉ；０．１〜２wt％、選択元素；Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃ
ｄ）においては、均質化処理条件の温度；４００〜５３
０℃、時間；８〜２４時間以外は第３発明と同一構成で
ある。また、第１５発明（Ｍｇ；４〜７wt％未満、Ｃｕ
および／またはＬｉ；０．１〜２wt％、選択元素；Ｓ
ｎ，Ｉｎ，Ｃｄ）においては、均質化処理条件の温度；
４００〜５６０℃、時間；８〜２４時間、第２熱間加工
温度；２００〜３００℃以外は第５発明と同一構成であ
るが、析出処理後、２００℃以上３００℃未満の温度で
加工度４０％以上の熱間加工を行う。この熱間加工によ
り平均結晶粒径が０．１〜１０μｍの微細組織を造り込
む。２００℃未満ではＣｕ，Ｌｉが析出して焼付硬化性
が劣化する。３００℃を越えると動的回復が生じて転位
が減少して上記微細組織が造り込めない。加工度４０％
未満では上記微細組織が造り込めない。
ある第７発明の場合は３００〜４００℃の温度にて、ま
たＭｇ組成が４〜７wt％未満である第９発明の場合は３
００℃未満の温度でともに５０％以上の加工度で熱間加
工を行う。この熱間加工により平均結晶粒径０．１〜１
０μｍの微細組織を造り込む。上限温度を越えると球状
分散粒子が粗大化して超塑性能が低下する。第７発明で
は、３００℃未満では上記微細組織が造り込めない。加
工度５０％未満では上記微細組織が造り込めない。な
お、第１２発明（Ｍｇ；７〜１５wt％、Ｃｕおよび／ま
たはＬｉ；０．１〜２wt％、選択元素；Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃ
ｄ）においては、均質化処理条件の温度；４００〜５３
０℃、時間；８〜２４時間以外は第３発明と同一構成で
ある。また、第１５発明（Ｍｇ；４〜７wt％未満、Ｃｕ
および／またはＬｉ；０．１〜２wt％、選択元素；Ｓ
ｎ，Ｉｎ，Ｃｄ）においては、均質化処理条件の温度；
４００〜５６０℃、時間；８〜２４時間、第２熱間加工
温度；２００〜３００℃以外は第５発明と同一構成であ
るが、析出処理後、２００℃以上３００℃未満の温度で
加工度４０％以上の熱間加工を行う。この熱間加工によ
り平均結晶粒径が０．１〜１０μｍの微細組織を造り込
む。２００℃未満ではＣｕ，Ｌｉが析出して焼付硬化性
が劣化する。３００℃を越えると動的回復が生じて転位
が減少して上記微細組織が造り込めない。加工度４０％
未満では上記微細組織が造り込めない。
【００３４】第１２発明および第１５発明とも、特徴と
して、熱間加工後、急速冷却を行う。この冷却速度は強
制空冷以上（１５℃／秒以上）であれば十分である。急
速冷却により転位を凍結すると共にＣｕ，Ｌｉの析出を
抑制する。この効果は１５℃／秒未満の冷却速度では小
さい。上記製造方法にて得られた超塑性アルミニウム合
金を４００℃以上の温度で超塑性加工後、直ちに急速冷
却する。４００℃以上の温度で超塑性加工すると昇温、
保持中にＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物およびＣｕ，Ｌｉが
固溶する。この効果は４００℃未満では小さい。超塑性
加工後、直ちに急速冷却する。この冷却速度は強制空冷
以上（１５℃／秒以上）であれば十分である。急速冷却
によりＣｕおよびＬｉの析出を抑制する。この効果は１
５℃／秒未満の冷却速度では小さい。このようにして得
られた超塑性成形加工体に塗装焼付を行うと強度がさら
に向上する。
して、熱間加工後、急速冷却を行う。この冷却速度は強
制空冷以上（１５℃／秒以上）であれば十分である。急
速冷却により転位を凍結すると共にＣｕ，Ｌｉの析出を
抑制する。この効果は１５℃／秒未満の冷却速度では小
さい。上記製造方法にて得られた超塑性アルミニウム合
金を４００℃以上の温度で超塑性加工後、直ちに急速冷
却する。４００℃以上の温度で超塑性加工すると昇温、
保持中にＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物およびＣｕ，Ｌｉが
固溶する。この効果は４００℃未満では小さい。超塑性
加工後、直ちに急速冷却する。この冷却速度は強制空冷
以上（１５℃／秒以上）であれば十分である。急速冷却
によりＣｕおよびＬｉの析出を抑制する。この効果は１
５℃／秒未満の冷却速度では小さい。このようにして得
られた超塑性成形加工体に塗装焼付を行うと強度がさら
に向上する。
【００３５】さらに第１６発明（均質化処理省略）にお
いて、上記組成のＭｇを十分に固溶させて毎秒１０℃以
上の冷却速度で凝固させる事によりＡｌ−Ｍｇ系金属間
化合物の晶出を抑制したアルミニウム合金の鋳塊に１０
％以上の加工度で加工を行う。この加工により添加元素
の拡散が促進されると共に析出サイトが増加する。この
効果は１０％未満では小さい。加工温度は冷間が望まし
いが、冷間加工が困難な場合は４００℃未満の温度であ
れば問題はない。４００℃以上の温度になると析出サイ
トが減少して効果が小さくなる。
いて、上記組成のＭｇを十分に固溶させて毎秒１０℃以
上の冷却速度で凝固させる事によりＡｌ−Ｍｇ系金属間
化合物の晶出を抑制したアルミニウム合金の鋳塊に１０
％以上の加工度で加工を行う。この加工により添加元素
の拡散が促進されると共に析出サイトが増加する。この
効果は１０％未満では小さい。加工温度は冷間が望まし
いが、冷間加工が困難な場合は４００℃未満の温度であ
れば問題はない。４００℃以上の温度になると析出サイ
トが減少して効果が小さくなる。
【００３６】加工後、引き続いて４００〜５６０℃の温
度で４〜２０時間の析出処理を行う。析出処理により球
状分散粒子の大きさの分布範囲を１０〜２００nm、体積
分率０．１〜４．０％にコントロールする。４００℃未
満では分散粒子の成長が遅く、処理時間が長くなり実用
的でない。５６０℃（その組成での固相線）を越えると
液相が生じて超塑性能が低下する。最適温度は４００〜
４５０℃である。
度で４〜２０時間の析出処理を行う。析出処理により球
状分散粒子の大きさの分布範囲を１０〜２００nm、体積
分率０．１〜４．０％にコントロールする。４００℃未
満では分散粒子の成長が遅く、処理時間が長くなり実用
的でない。５６０℃（その組成での固相線）を越えると
液相が生じて超塑性能が低下する。最適温度は４００〜
４５０℃である。
【００３７】析出処理後、３００未満の温度で４０％以
上の加工度で熱間加工を行う。この熱間加工により平均
結晶粒径０．１〜１０μｍの微細組織を造り込む。３０
０℃を越えると動的回復が生じて転位が減少し上記微細
組織が造り込めない。加工度４０％未満では上記微細組
織が造り込めない。以上説明した本発明により押出・鍛
造および圧延等の塑性加工に供することが可能な溶製ア
ルミニウム合金が製造可能で、しかも本超塑性アルミニ
ウム合金は、Ｍｇ組成が７〜１５wt％である場合には、
温度３００〜４６０℃、Ｍｇ組成が４〜７wt％未満であ
る場合には４００〜５００℃、ともにひずみ速度１．０
×１０-4〜１０0 ／ｓで超塑性を示す。
上の加工度で熱間加工を行う。この熱間加工により平均
結晶粒径０．１〜１０μｍの微細組織を造り込む。３０
０℃を越えると動的回復が生じて転位が減少し上記微細
組織が造り込めない。加工度４０％未満では上記微細組
織が造り込めない。以上説明した本発明により押出・鍛
造および圧延等の塑性加工に供することが可能な溶製ア
ルミニウム合金が製造可能で、しかも本超塑性アルミニ
ウム合金は、Ｍｇ組成が７〜１５wt％である場合には、
温度３００〜４６０℃、Ｍｇ組成が４〜７wt％未満であ
る場合には４００〜５００℃、ともにひずみ速度１．０
×１０-4〜１０0 ／ｓで超塑性を示す。
【００３８】
【実施例】以下、添付図面を参照して、本発明の実施態
様例および比較例によって本発明を詳細に説明する。 実施例１．表１に示す第１および第３発明に係る組成の
アルミニウム合金（本発明の No.１〜 No.５および比較
例 No.６〜 No.９）のそれぞれを溶解し、鋳造してイン
ゴットを製作した。
様例および比較例によって本発明を詳細に説明する。 実施例１．表１に示す第１および第３発明に係る組成の
アルミニウム合金（本発明の No.１〜 No.５および比較
例 No.６〜 No.９）のそれぞれを溶解し、鋳造してイン
ゴットを製作した。
【００３９】
【表１】
【００４０】なお、表１中のＭｎ，Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕお
よびＺｎは本発明においては不純物である。このインゴ
ットを４４０℃×２４時間の均質化処理を施した。つい
で、４４０℃にて加工度１０％の熱間スエージング加工
を行い、引き続いて４４０℃×１時間の時効析出処理を
施した。次に、時効析出処理温度から水冷して、３００
℃にて加工度４０％の熱間スエージング加工を行い、水
冷して溶製超塑性アルミニウム合金を得た。
よびＺｎは本発明においては不純物である。このインゴ
ットを４４０℃×２４時間の均質化処理を施した。つい
で、４４０℃にて加工度１０％の熱間スエージング加工
を行い、引き続いて４４０℃×１時間の時効析出処理を
施した。次に、時効析出処理温度から水冷して、３００
℃にて加工度４０％の熱間スエージング加工を行い、水
冷して溶製超塑性アルミニウム合金を得た。
【００４１】この超塑性アルミニウム合金材から直径５
mm×長さ１５mmの平行部を有する試験片を採取し、温度
３００〜５００℃で、歪速度５．５×１０-4〜１．１×
１０ -1ｓ-1にて引張試験を行った。得られた結果を図１
に示す。本発明の超塑性アルミニウム合金材の No.１〜
No.５では２００％以上の超塑性伸びが得られた。比較
例の No.６はＭｇ量が少なく、十分な固溶硬化が得られ
ず、超塑性が得られなかった。比較例の No.７は微細球
状分散粒子がなく、高温変形中に粒成長が起こり、超塑
性が得られなかった。 No.８は巨大な金属間化合物が晶
出し、熱間加工中に欠陥が生じたので試験片を採取せず
に、試験を中止した。そして、 No.９はＭｇ量が多く、
熱間加工中に割れが発生したので、その後の引張試験を
中止した。また、表１での No.２のアルミニウム合金を
上記と同様な方法で溶解・構造し、表２に示す条件で熱
処理・加工を施した。そして、得られたアルミニウム合
金材を実施例１と同様に試験を行った。
mm×長さ１５mmの平行部を有する試験片を採取し、温度
３００〜５００℃で、歪速度５．５×１０-4〜１．１×
１０ -1ｓ-1にて引張試験を行った。得られた結果を図１
に示す。本発明の超塑性アルミニウム合金材の No.１〜
No.５では２００％以上の超塑性伸びが得られた。比較
例の No.６はＭｇ量が少なく、十分な固溶硬化が得られ
ず、超塑性が得られなかった。比較例の No.７は微細球
状分散粒子がなく、高温変形中に粒成長が起こり、超塑
性が得られなかった。 No.８は巨大な金属間化合物が晶
出し、熱間加工中に欠陥が生じたので試験片を採取せず
に、試験を中止した。そして、 No.９はＭｇ量が多く、
熱間加工中に割れが発生したので、その後の引張試験を
中止した。また、表１での No.２のアルミニウム合金を
上記と同様な方法で溶解・構造し、表２に示す条件で熱
処理・加工を施した。そして、得られたアルミニウム合
金材を実施例１と同様に試験を行った。
【００４２】
【表２】
【００４３】本発明の超塑性アルミニウム合金材 No.１
０〜 No.１２は２００％以上の超塑性伸びが得られた。
比較例の No.１３では、均質化温度が高く、鋳塊（イン
ゴット）に液相が発生したので、その後の試験を中止し
た。 No.１４では、均質化温度が低く、晶出したβ相が
十分に固溶せず、熱間加工中に欠陥が生じたので、試験
片を採取することなく試験を中止した。 No.１５では、
第２段目の熱間加工（スエージング）の加工度が低く、
粗大な再結晶粒になり、超塑性が得られなかった。 No.
１６では、第１段目の熱間加工（スエージング）の温度
が低く、十分な微細球状分散粒子が得られず、高温変形
中に結晶粒の粗大化が起こり、超塑性が得られなかっ
た。 No.１７では、第１段目の熱間加工の温度が高く、
加工中に欠陥が発生したので、その後の試験を中止し
た。 No.１８は第２段目の熱間加工の温度が高く、粗大
な結晶粒組織となり、超塑性が得られなかった。 No.１
９では、第２段目の熱間加工の温度が低く、加工中に割
れが生じたので、試験を中止した。 No.２０では、時効
温度が低く、十分な析出物が得られず、高温変形中に結
晶粒の粗大化が起こり、超塑性が得られなかった。そし
て、 No.２１では、時効温度が高く、粗大な分散粒子が
形成され、粒界すべりの障害となり、超塑性が得られな
かった。 実施例２．表３に示す第２および第３発明に係る組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴット
に４４０℃×２４時間の均質化処理を施した。
０〜 No.１２は２００％以上の超塑性伸びが得られた。
比較例の No.１３では、均質化温度が高く、鋳塊（イン
ゴット）に液相が発生したので、その後の試験を中止し
た。 No.１４では、均質化温度が低く、晶出したβ相が
十分に固溶せず、熱間加工中に欠陥が生じたので、試験
片を採取することなく試験を中止した。 No.１５では、
第２段目の熱間加工（スエージング）の加工度が低く、
粗大な再結晶粒になり、超塑性が得られなかった。 No.
１６では、第１段目の熱間加工（スエージング）の温度
が低く、十分な微細球状分散粒子が得られず、高温変形
中に結晶粒の粗大化が起こり、超塑性が得られなかっ
た。 No.１７では、第１段目の熱間加工の温度が高く、
加工中に欠陥が発生したので、その後の試験を中止し
た。 No.１８は第２段目の熱間加工の温度が高く、粗大
な結晶粒組織となり、超塑性が得られなかった。 No.１
９では、第２段目の熱間加工の温度が低く、加工中に割
れが生じたので、試験を中止した。 No.２０では、時効
温度が低く、十分な析出物が得られず、高温変形中に結
晶粒の粗大化が起こり、超塑性が得られなかった。そし
て、 No.２１では、時効温度が高く、粗大な分散粒子が
形成され、粒界すべりの障害となり、超塑性が得られな
かった。 実施例２．表３に示す第２および第３発明に係る組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴット
に４４０℃×２４時間の均質化処理を施した。
【００４４】
【表３】
【００４５】次いで４４０℃加工度１０％の熱間スエー
ジング加工を行い、引き続いて４４０℃×１時間の時効
析出処理を施した。時効処理後、３００℃で加工度４０
％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、高強度な溶
製超塑性アルミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ
５×Ｌ１５の平行部を持つ試験片を採取し、４００℃×
３０min の熱処理を施し、クロスヘッドスピード１mm／
min で室温引張を行い機械的特性を調べた。また上記超
塑性材よりφ５×Ｌ１５の平行部を持つ試験片を採取
し、温度３００〜５００℃、ひずみ速度５．５×１０-4
〜１．１×１０-1／ｓで高温引張試験を行い超塑性能を
調べた。
ジング加工を行い、引き続いて４４０℃×１時間の時効
析出処理を施した。時効処理後、３００℃で加工度４０
％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、高強度な溶
製超塑性アルミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ
５×Ｌ１５の平行部を持つ試験片を採取し、４００℃×
３０min の熱処理を施し、クロスヘッドスピード１mm／
min で室温引張を行い機械的特性を調べた。また上記超
塑性材よりφ５×Ｌ１５の平行部を持つ試験片を採取
し、温度３００〜５００℃、ひずみ速度５．５×１０-4
〜１．１×１０-1／ｓで高温引張試験を行い超塑性能を
調べた。
【００４６】図２に結果を示す。発明例である No.２２
〜２４は０．２％耐力が２００MPa以上の高強度材が得
られ、また２００％以上の超塑性伸びが得られた。比較
例 No.２５および No.２６は複合添加による強化の効果
がなく高強度材を得られなかった。 No.２７は複合添加
の効果が少なく高強度材を得られなかった。 No.２８は
十分な微細分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒の
粗大化がおこり、超塑性が得られなかった。 No.２９は
巨大な金属間化合物が晶出し、熱間加工中に欠陥が生じ
たので、その後の試験を中止した。 No.３０はＭｇ量が
少なく十分な固溶強化が得られず超塑性が得られなかっ
た。 No.３１はＭｇ量が多く熱間加工中に割れが生じた
ので、その後の試験を中止した。
〜２４は０．２％耐力が２００MPa以上の高強度材が得
られ、また２００％以上の超塑性伸びが得られた。比較
例 No.２５および No.２６は複合添加による強化の効果
がなく高強度材を得られなかった。 No.２７は複合添加
の効果が少なく高強度材を得られなかった。 No.２８は
十分な微細分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒の
粗大化がおこり、超塑性が得られなかった。 No.２９は
巨大な金属間化合物が晶出し、熱間加工中に欠陥が生じ
たので、その後の試験を中止した。 No.３０はＭｇ量が
少なく十分な固溶強化が得られず超塑性が得られなかっ
た。 No.３１はＭｇ量が多く熱間加工中に割れが生じた
ので、その後の試験を中止した。
【００４７】また、表３での合金 No.２２に示す組成の
アルミニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表４に
示す条件で加工熱処理を施した。
アルミニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表４に
示す条件で加工熱処理を施した。
【００４８】
【表４】
【００４９】このようにして得られた超塑性材を上記と
同様に試験を行った。発明例であるNo.３２〜３４は２
００％以上の超塑性伸びが得られた。比較例の No.３５
は均質化温度が高く鋳塊に液相が生じたので、その後の
試験を中止した。 No.３６は均質化温度が低く晶出した
β相が十分に固溶せず熱間加工中に欠陥が生じたので、
その後の試験を中止した。 No.３７は第２段目の熱間加
工の加工度が低く粗大な再結晶粒になり、超塑性が得ら
れなかった。 No.３８は第１段目の熱間加工の温度が低
く十分な微細分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒
の粗大化がおこり、超塑性が得られなかった。 No.３９
は第１段目の熱間加工の温度が高く加工中に欠陥が生じ
たので、その後の試験を中止した。 No.４０は第２段目
の熱間加工の温度が高く粗大な結晶粒組織となり、超塑
性が得られなかった。 No.４１は第２段目の熱間加工の
温度が低く加工中に割れが生じたので、その後の試験を
中止した。 No.４２は時効温度が低く十分な微細分散粒
子が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化がおこり、
超塑性が得られなかった。 No.４３は時効温度が高く分
散粒子が粗大化し、粒界滑りの障害となり超塑性が得ら
れなかった。 実施例３．表５に示す第４および第５発明に係る組成の
アルミニウム合金を溶融・鋳造し、得られたインゴット
に４４０℃×２４時間の均質化処理を施した。
同様に試験を行った。発明例であるNo.３２〜３４は２
００％以上の超塑性伸びが得られた。比較例の No.３５
は均質化温度が高く鋳塊に液相が生じたので、その後の
試験を中止した。 No.３６は均質化温度が低く晶出した
β相が十分に固溶せず熱間加工中に欠陥が生じたので、
その後の試験を中止した。 No.３７は第２段目の熱間加
工の加工度が低く粗大な再結晶粒になり、超塑性が得ら
れなかった。 No.３８は第１段目の熱間加工の温度が低
く十分な微細分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒
の粗大化がおこり、超塑性が得られなかった。 No.３９
は第１段目の熱間加工の温度が高く加工中に欠陥が生じ
たので、その後の試験を中止した。 No.４０は第２段目
の熱間加工の温度が高く粗大な結晶粒組織となり、超塑
性が得られなかった。 No.４１は第２段目の熱間加工の
温度が低く加工中に割れが生じたので、その後の試験を
中止した。 No.４２は時効温度が低く十分な微細分散粒
子が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化がおこり、
超塑性が得られなかった。 No.４３は時効温度が高く分
散粒子が粗大化し、粒界滑りの障害となり超塑性が得ら
れなかった。 実施例３．表５に示す第４および第５発明に係る組成の
アルミニウム合金を溶融・鋳造し、得られたインゴット
に４４０℃×２４時間の均質化処理を施した。
【００５０】
【表５】
【００５１】次いで４００℃加工度１０％の熱間スエー
ジング加工を行い、引き続いて４００℃×１時間の時効
析出処理を施した。時効処理後、２００℃で加工度４０
％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、高強度な溶
製超塑性アルミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ
５×Ｌ１５の平行部を持つ試験片を採取し、温度３００
〜５００℃、ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０
-1／ｓで高温引張試験を行った。
ジング加工を行い、引き続いて４００℃×１時間の時効
析出処理を施した。時効処理後、２００℃で加工度４０
％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、高強度な溶
製超塑性アルミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ
５×Ｌ１５の平行部を持つ試験片を採取し、温度３００
〜５００℃、ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０
-1／ｓで高温引張試験を行った。
【００５２】図３〜図６に結果を示す。発明例である N
o.４４〜４８は２００％以上の超塑性伸びが得られた。
比較例 No.４９はＭｇ量が少なく十分な固溶強化が得ら
れず超塑性が得られなかった。 No.５０は微細球状分散
粒子がなく、高温変形中に粒成長が起こり超塑性が得ら
れなかった。 No.５１は巨大な金属間化合物が晶出し、
熱間加工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止し
た。 No.５２はＭｇ量が多く熱間加工中に割れが生じた
のでその後の試験を中止した。
o.４４〜４８は２００％以上の超塑性伸びが得られた。
比較例 No.４９はＭｇ量が少なく十分な固溶強化が得ら
れず超塑性が得られなかった。 No.５０は微細球状分散
粒子がなく、高温変形中に粒成長が起こり超塑性が得ら
れなかった。 No.５１は巨大な金属間化合物が晶出し、
熱間加工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止し
た。 No.５２はＭｇ量が多く熱間加工中に割れが生じた
のでその後の試験を中止した。
【００５３】また、表５の合金 No.４５に示す組成のア
ルミニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表６に示
す条件で加工熱処理を施した。
ルミニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表６に示
す条件で加工熱処理を施した。
【００５４】
【表６】
【００５５】このようにして得られた超塑性材を上記と
同様に試験を行った。図４〜図６に結果を示す。発明例
である No.５３〜５６は２００％以上の超塑性伸びが得
られた。比較例の No.５７は均質化温度が高く鋳塊に液
相が生じたので、その後の試験を中止した。 No.１８は
均質化温度が低く晶出したβ相が十分に固溶せず熱間加
工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止した。 N
o.５９は第２段目の熱間加工の加工度が低く粗大な再結
晶粒になり、超塑性が得られなかった。 No.６０は第１
段目の熱間加工の温度が低く十分な微細分散粒子が得ら
れず高温変形中に結晶粒の粗大化がおこり、超塑性が得
られなかった。 No.６１は第１段目の熱間加工の温度が
高く加工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止し
た。 No.６２は第２段目の熱間加工の温度が高く粗大な
結晶粒組織となり、超塑性が得られなかった。 No.６３
は時効温度が低く十分な微細分散粒子が得られず、高温
変形中に結晶粒の粗大化がおこり、超塑性が得られなか
った。 No.６４は時効温度が高く分散粒子が粗大化し、
粒界滑りの障害となり超塑性が得られなかった。 実施例４．表７に示す第６および第７発明に係る組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴット
に４４０℃×１６時間の均質化処理を施した。
同様に試験を行った。図４〜図６に結果を示す。発明例
である No.５３〜５６は２００％以上の超塑性伸びが得
られた。比較例の No.５７は均質化温度が高く鋳塊に液
相が生じたので、その後の試験を中止した。 No.１８は
均質化温度が低く晶出したβ相が十分に固溶せず熱間加
工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止した。 N
o.５９は第２段目の熱間加工の加工度が低く粗大な再結
晶粒になり、超塑性が得られなかった。 No.６０は第１
段目の熱間加工の温度が低く十分な微細分散粒子が得ら
れず高温変形中に結晶粒の粗大化がおこり、超塑性が得
られなかった。 No.６１は第１段目の熱間加工の温度が
高く加工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止し
た。 No.６２は第２段目の熱間加工の温度が高く粗大な
結晶粒組織となり、超塑性が得られなかった。 No.６３
は時効温度が低く十分な微細分散粒子が得られず、高温
変形中に結晶粒の粗大化がおこり、超塑性が得られなか
った。 No.６４は時効温度が高く分散粒子が粗大化し、
粒界滑りの障害となり超塑性が得られなかった。 実施例４．表７に示す第６および第７発明に係る組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴット
に４４０℃×１６時間の均質化処理を施した。
【００５６】
【表７】
【００５７】均質化処理後、３００℃で加工度５０％の
熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑性アル
ミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ５×Ｌ１５の
平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５００℃、
ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓで高温
引張試験を行った。
熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑性アル
ミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ５×Ｌ１５の
平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５００℃、
ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓで高温
引張試験を行った。
【００５８】図７〜図１０に結果を示す。発明例である
No.６５〜６９は２００％以上の超塑性伸びが得られ
た。比較例 No.７０はＭｇ量が少なく十分な固溶強化が
得られず超塑性が得られなかった。 No.７１はＳｃがな
いため均質化処理時に粒成長が起こり、その後の熱間加
工で微細結晶粒組織が得られず超塑性が得られなかっ
た。 No.７２はＳｃの巨大な金属間化合物が晶出し、高
温変形中の粒成長を抑制することが困難となり結晶粒が
粗大化して超塑性が得られなかった。 No.７３は巨大な
金属間化合物が晶出し、熱間加工中に欠陥が生じたの
で、その後の試験を中止した。 No.７４はＭｇ量が多く
熱間加工中に割れが生じたのでその後の試験を中止し
た。 No.７５は微細球状分散粒子がなく、高温変形中に
粒成長が起こり超塑性が得られなかった。 No.７６は十
分な微細球状分散粒子がなく、高温変形中に粒成長が起
こり超塑性が得られなかった。
No.６５〜６９は２００％以上の超塑性伸びが得られ
た。比較例 No.７０はＭｇ量が少なく十分な固溶強化が
得られず超塑性が得られなかった。 No.７１はＳｃがな
いため均質化処理時に粒成長が起こり、その後の熱間加
工で微細結晶粒組織が得られず超塑性が得られなかっ
た。 No.７２はＳｃの巨大な金属間化合物が晶出し、高
温変形中の粒成長を抑制することが困難となり結晶粒が
粗大化して超塑性が得られなかった。 No.７３は巨大な
金属間化合物が晶出し、熱間加工中に欠陥が生じたの
で、その後の試験を中止した。 No.７４はＭｇ量が多く
熱間加工中に割れが生じたのでその後の試験を中止し
た。 No.７５は微細球状分散粒子がなく、高温変形中に
粒成長が起こり超塑性が得られなかった。 No.７６は十
分な微細球状分散粒子がなく、高温変形中に粒成長が起
こり超塑性が得られなかった。
【００５９】また、合金 No.６６に示す組成のアルミニ
ウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表８に示す条件
で加工熱処理を施した。
ウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表８に示す条件
で加工熱処理を施した。
【００６０】
【表８】
【００６１】このようにして得られた超塑性材を上記と
同様に試験を行った。図８〜図１０に結果を示す。発明
例である No.７７〜８３は２００％以上の超塑性伸びが
得られた。比較例の No.８４は均質化温度が高く鋳塊に
液相が生じたので、その後の試験を中止した。 No.８５
は均質化温度が低く、晶出したβ相が十分に固溶せず熱
間加工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止し
た。 No.８６は均質化処理時間が短いため分散粒子の成
長が小さく、また十分な分散粒子が得られず、高温変形
中の粒成長を抑制することが困難となり結晶粒が粗大化
して超塑性が得られなかった。 No.８７は均質化処理時
間が長く、分散粒子が粗大化して、高温変形中の粒成長
を抑制することが困難となり結晶粒が粗大化して超塑性
が得られなかった。 No.８８は熱間加工温度が低く、加
工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止した。 N
o.８９は熱間加工温度が高く粗大な結晶粒組織となり、
超塑性が得られなかった。 No.９０は熱間加工の加工度
が低く、粗大な結晶粒組織となり、超塑性が得られなか
った。 実施例５．表９に示す第８および第９発明に係る組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴット
に４４０℃×１６時間の均質化処理を施した。
同様に試験を行った。図８〜図１０に結果を示す。発明
例である No.７７〜８３は２００％以上の超塑性伸びが
得られた。比較例の No.８４は均質化温度が高く鋳塊に
液相が生じたので、その後の試験を中止した。 No.８５
は均質化温度が低く、晶出したβ相が十分に固溶せず熱
間加工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止し
た。 No.８６は均質化処理時間が短いため分散粒子の成
長が小さく、また十分な分散粒子が得られず、高温変形
中の粒成長を抑制することが困難となり結晶粒が粗大化
して超塑性が得られなかった。 No.８７は均質化処理時
間が長く、分散粒子が粗大化して、高温変形中の粒成長
を抑制することが困難となり結晶粒が粗大化して超塑性
が得られなかった。 No.８８は熱間加工温度が低く、加
工中に欠陥が生じたので、その後の試験を中止した。 N
o.８９は熱間加工温度が高く粗大な結晶粒組織となり、
超塑性が得られなかった。 No.９０は熱間加工の加工度
が低く、粗大な結晶粒組織となり、超塑性が得られなか
った。 実施例５．表９に示す第８および第９発明に係る組成の
アルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴット
に４４０℃×１６時間の均質化処理を施した。
【００６２】
【表９】
【００６３】均質化処理後、２００℃で加工度５０％の
熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑性アル
ミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ５×Ｌ１５の
平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５００℃、
ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓで高温
引張試験を行った。
熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑性アル
ミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ５×Ｌ１５の
平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５００℃、
ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓで高温
引張試験を行った。
【００６４】図１１〜図１４に結果を示す。発明例であ
る No.９１〜９５は２００％以上の超塑性伸びが得られ
た。比較例 No.９６はＭｇ量が少なく十分な固溶強化が
得られず超塑性が得られなかった。 No.９７はＳｃがな
いため均質化処理時に粒成長が起こり、その後の熱間加
工で微細結晶粒組織が得られず超塑性が得られなかっ
た。 No.９８はＳｃの巨大な金属間化合物が晶出し、高
温変形中の粒成長を抑制することが困難となり結晶粒が
粗大化して超塑性が得られなかった。 No.９９は巨大な
金属間化合物が晶出し、熱間加工中に欠陥が生じたの
で、その後の試験を中止した。 No.１００はＭｇ量が多
く熱間加工中に割れが生じたのでその後の試験を中止し
た。 No.１０１は微細球状分散粒子がなく、高温変形中
に粒成長が起こり超塑性が得られなかった。 No.１０２
は十分な微細球状分散粒子がなく、高温変形中に粒成長
が起こり超塑性が得られなかった。
る No.９１〜９５は２００％以上の超塑性伸びが得られ
た。比較例 No.９６はＭｇ量が少なく十分な固溶強化が
得られず超塑性が得られなかった。 No.９７はＳｃがな
いため均質化処理時に粒成長が起こり、その後の熱間加
工で微細結晶粒組織が得られず超塑性が得られなかっ
た。 No.９８はＳｃの巨大な金属間化合物が晶出し、高
温変形中の粒成長を抑制することが困難となり結晶粒が
粗大化して超塑性が得られなかった。 No.９９は巨大な
金属間化合物が晶出し、熱間加工中に欠陥が生じたの
で、その後の試験を中止した。 No.１００はＭｇ量が多
く熱間加工中に割れが生じたのでその後の試験を中止し
た。 No.１０１は微細球状分散粒子がなく、高温変形中
に粒成長が起こり超塑性が得られなかった。 No.１０２
は十分な微細球状分散粒子がなく、高温変形中に粒成長
が起こり超塑性が得られなかった。
【００６５】また、合金 No.９２に示す組成のアルミニ
ウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表１０に示す条
件で加工熱処理を施した。
ウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表１０に示す条
件で加工熱処理を施した。
【００６６】
【表１０】
【００６７】このようにして得られた超塑性材を上記と
同様に試験を行った。図１２〜図１４に結果を示す。発
明例である No.１０３〜１０９は２００％以上の超塑性
伸びが得られた。比較例の No.１１０は均質化温度が高
く鋳塊に液相が生じたので、その後の試験を中止した。
No.１１１は均質化温度が低く、晶出したβ相が十分に
固溶せず熱間加工中に欠陥が生じたので、その後の試験
を中止した。 No.１１２は均質化処理時間が短いため十
分な微細粒子が得られず、高温変形中の粒成長を抑制す
ることが困難となり結晶粒が粗大化して超塑性が得られ
なかった。 No.１１３は均質化処理時間が長く、分散粒
子が粗大化して、高温変形中の粒成長を抑制することが
困難となり結晶粒が粗大化して超塑性が得られなかっ
た。 No.１１４は熱間加工温度が高く粗大な結晶粒組織
となり、超塑性が得られなかった。
同様に試験を行った。図１２〜図１４に結果を示す。発
明例である No.１０３〜１０９は２００％以上の超塑性
伸びが得られた。比較例の No.１１０は均質化温度が高
く鋳塊に液相が生じたので、その後の試験を中止した。
No.１１１は均質化温度が低く、晶出したβ相が十分に
固溶せず熱間加工中に欠陥が生じたので、その後の試験
を中止した。 No.１１２は均質化処理時間が短いため十
分な微細粒子が得られず、高温変形中の粒成長を抑制す
ることが困難となり結晶粒が粗大化して超塑性が得られ
なかった。 No.１１３は均質化処理時間が長く、分散粒
子が粗大化して、高温変形中の粒成長を抑制することが
困難となり結晶粒が粗大化して超塑性が得られなかっ
た。 No.１１４は熱間加工温度が高く粗大な結晶粒組織
となり、超塑性が得られなかった。
【００６８】No.１１５は熱間加工の加工度が低く、粗
大な結晶粒組織となり、超塑性が得られなかった。 実施例６．表１１に示す第１０および第１２発明に係る
組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたイン
ゴットに４４０℃で２４時間の均質化処理を施した。
大な結晶粒組織となり、超塑性が得られなかった。 実施例６．表１１に示す第１０および第１２発明に係る
組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたイン
ゴットに４４０℃で２４時間の均質化処理を施した。
【００６９】
【表１１】
【００７０】均質化処理後、４００℃で加工度１０％の
熱間スエージング加工を行い、次いで４００℃で１時間
の析出処理を施した。析出処理後、２００℃で加工度４
０％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑
性アルミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ５×Ｌ
１５の平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５０
０℃、ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓ
で高温引張試験を行った。また、焼付硬化性を調べるた
め、上記超塑性材の焼鈍材に加工度５％の加工を与えた
後、１８０℃×３０分の熱処理を施し、室温で引張試験
を行った。
熱間スエージング加工を行い、次いで４００℃で１時間
の析出処理を施した。析出処理後、２００℃で加工度４
０％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑
性アルミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ５×Ｌ
１５の平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５０
０℃、ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓ
で高温引張試験を行った。また、焼付硬化性を調べるた
め、上記超塑性材の焼鈍材に加工度５％の加工を与えた
後、１８０℃×３０分の熱処理を施し、室温で引張試験
を行った。
【００７１】発明例である No.１１６〜１２３は２００
％以上の超塑性伸びが得られ、優れた焼付硬化性が得ら
れた。比較例の No.１２４はＣｕ量が多く針状の金属間
化合物を生成し、粒界すべりを阻害して超塑性が得られ
なかった。 No.１２５はＭｇ量が少なく十分な固溶強化
を示さず超塑性が得られず、またＣｕ量が無く焼付硬化
が得られなかった。 No.１２６はＭｇ量が多く第１段目
の熱間加工中に割れが生じたのでそれ以降の試験を中止
した。 No.１２７は微細球状分散粒子がなく、高温変形
中に結晶粒の粗大化が起こり超塑性が得られなかった。
No.１２８は巨大な金属間化合物が晶出し、第１段目の
熱間加工中に割れが生じたので、それ以降の試験を中止
した。
％以上の超塑性伸びが得られ、優れた焼付硬化性が得ら
れた。比較例の No.１２４はＣｕ量が多く針状の金属間
化合物を生成し、粒界すべりを阻害して超塑性が得られ
なかった。 No.１２５はＭｇ量が少なく十分な固溶強化
を示さず超塑性が得られず、またＣｕ量が無く焼付硬化
が得られなかった。 No.１２６はＭｇ量が多く第１段目
の熱間加工中に割れが生じたのでそれ以降の試験を中止
した。 No.１２７は微細球状分散粒子がなく、高温変形
中に結晶粒の粗大化が起こり超塑性が得られなかった。
No.１２８は巨大な金属間化合物が晶出し、第１段目の
熱間加工中に割れが生じたので、それ以降の試験を中止
した。
【００７２】また、表１２に示す第１１および第１２発
明に係る組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得ら
れたインゴットに４４０℃で２４時間の均質化処理を施
した。
明に係る組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得ら
れたインゴットに４４０℃で２４時間の均質化処理を施
した。
【００７３】
【表１２】
【００７４】均質化処理後、４００℃で加工度１０％の
熱間スエージング加工を行い、次いで４００℃で１時間
の析出処理を施した。析出処理後、２００℃で加工度４
０％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑
性アルミニウム合金を得た。このようにして得られた超
塑性材を上記と同様に試験を行った。発明例である No.
１２９〜１３２は２００％以上の超塑性伸びが得られ、
Ｉｎ等の添加により焼付硬化性が向上し、経年変化が抑
制された。比較例の No.１３３はＩｎ等が添加されてい
ないため、経年変化が大きい。 No.１３４は低融点の巨
大な金属間化合物が生成し、加工熱処理中に欠陥が生じ
たので、それ以降の試験を中止した。
熱間スエージング加工を行い、次いで４００℃で１時間
の析出処理を施した。析出処理後、２００℃で加工度４
０％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑
性アルミニウム合金を得た。このようにして得られた超
塑性材を上記と同様に試験を行った。発明例である No.
１２９〜１３２は２００％以上の超塑性伸びが得られ、
Ｉｎ等の添加により焼付硬化性が向上し、経年変化が抑
制された。比較例の No.１３３はＩｎ等が添加されてい
ないため、経年変化が大きい。 No.１３４は低融点の巨
大な金属間化合物が生成し、加工熱処理中に欠陥が生じ
たので、それ以降の試験を中止した。
【００７５】次に、合金 No.１１７に示す組成のアルミ
ニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表１３に示す
条件で加工熱処理を施した。
ニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表１３に示す
条件で加工熱処理を施した。
【００７６】
【表１３】
【００７７】このようにして得られた超塑性材を上記と
同様に試験を行った。発明例である No.１３５〜１４２
は２００％以上の超塑性伸びが得られ、優れた焼付硬化
性が得られた。比較例の No.１４３は均質化温度が低く
晶出したＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が十分に固溶せず、
第１段目の熱間加工中に割れが生じたので、それ以降の
試験を中止した。 No.１４４は均質化温度が高く液相が
生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１４５は
第１段目の熱間加工の温度が低く十分な球状分散粒子が
得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起こり超塑性
が得られなかった。
同様に試験を行った。発明例である No.１３５〜１４２
は２００％以上の超塑性伸びが得られ、優れた焼付硬化
性が得られた。比較例の No.１４３は均質化温度が低く
晶出したＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が十分に固溶せず、
第１段目の熱間加工中に割れが生じたので、それ以降の
試験を中止した。 No.１４４は均質化温度が高く液相が
生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１４５は
第１段目の熱間加工の温度が低く十分な球状分散粒子が
得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起こり超塑性
が得られなかった。
【００７８】No.１４６は第１段目の熱間加工の温度が
高く加工中に欠陥が生じたので、それ以降の試験を中止
した。 No.１４７は析出温度が低く十分な球状分散粒子
が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起こり超塑
性が得られなかった。 No.１４８は析出温度が高く液相
が生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１４９
は第２段目の熱間加工の温度が低く熱間加工中に割れが
生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１５０は
第２段目の熱間加工の温度が高く粗大な結晶粒組織とな
り超塑性が得られなかった。 No.１５１は第２段目の加
工度が低く、粗大な再結晶粒組織となり超塑性が得られ
なかった。 No.１５２は冷却速度が遅くＣｕ系の金属間
化合物を生成し、焼付硬化性が得られなかった。
高く加工中に欠陥が生じたので、それ以降の試験を中止
した。 No.１４７は析出温度が低く十分な球状分散粒子
が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起こり超塑
性が得られなかった。 No.１４８は析出温度が高く液相
が生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１４９
は第２段目の熱間加工の温度が低く熱間加工中に割れが
生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１５０は
第２段目の熱間加工の温度が高く粗大な結晶粒組織とな
り超塑性が得られなかった。 No.１５１は第２段目の加
工度が低く、粗大な再結晶粒組織となり超塑性が得られ
なかった。 No.１５２は冷却速度が遅くＣｕ系の金属間
化合物を生成し、焼付硬化性が得られなかった。
【００７９】さらに、合金 No.１１７に示す組成のアル
ミニウム合金を上記と同様の方法で加工熱処理を施し、
超塑性材を得た。得られた超塑性材を表１４に示す条件
で伸び１００％の超塑性加工を行った後、焼付硬化性を
調べるため、超塑性加工体に加工度５％の加工を与え、
１８０℃×３０分の熱処理を施し、室温で引張試験を行
った。
ミニウム合金を上記と同様の方法で加工熱処理を施し、
超塑性材を得た。得られた超塑性材を表１４に示す条件
で伸び１００％の超塑性加工を行った後、焼付硬化性を
調べるため、超塑性加工体に加工度５％の加工を与え、
１８０℃×３０分の熱処理を施し、室温で引張試験を行
った。
【００８０】
【表１４】
【００８１】発明例である No.１５３〜１５４は焼付硬
化性が得られた。比較例の No.１５５は超塑性加工温度
が低いため超塑性が発現しなかった。 No.１５６は冷却
速度が遅くＣｕ系の金属間化合物を生成し、焼付硬化性
が得られなかった。 実施例７．表１５に示す第１３および第１５発明に係る
組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたイン
ゴットに４４０℃で２４時間の均質化処理を施した。
化性が得られた。比較例の No.１５５は超塑性加工温度
が低いため超塑性が発現しなかった。 No.１５６は冷却
速度が遅くＣｕ系の金属間化合物を生成し、焼付硬化性
が得られなかった。 実施例７．表１５に示す第１３および第１５発明に係る
組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得られたイン
ゴットに４４０℃で２４時間の均質化処理を施した。
【００８２】
【表１５】
【００８３】均質化処理後、４００℃で加工度１０％の
熱間スエージング加工を行い、次いで４００℃で１時間
の析出処理を施した。析出処理後、２００℃で加工度４
０％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑
性アルミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ５×Ｌ
１５の平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５０
０℃、ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓ
で高温引張試験を行った。また、焼付硬化性を調べるた
め、上記超塑性材の焼鈍材に加工度５％の加工を与えた
後、１８０℃×３０分の熱処理を施し、室温で引張試験
を行った。
熱間スエージング加工を行い、次いで４００℃で１時間
の析出処理を施した。析出処理後、２００℃で加工度４
０％の熱間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑
性アルミニウム合金を得た。上記超塑性材よりφ５×Ｌ
１５の平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５０
０℃、ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓ
で高温引張試験を行った。また、焼付硬化性を調べるた
め、上記超塑性材の焼鈍材に加工度５％の加工を与えた
後、１８０℃×３０分の熱処理を施し、室温で引張試験
を行った。
【００８４】発明例である No.１５７〜１６４は２００
％以上の超塑性伸びが得られ、優れた焼付硬化性が得ら
れた。比較例の No.１６５はＣｕ量が多く針状の金属間
化合物を生成し、粒界すべりを阻害して超塑性が得られ
なかった。 No.１６６はＭｇ量が少なく十分な固溶強化
を示さず超塑性が得られず、またＣｕが無く焼付硬化が
得られなかった。 No.１６７はＭｇ量が多く第１段目の
熱間加工中に割れが生じたのでそれ以降の試験を中止し
た。 No.１６８は微細球状分散粒子がなく、高温変形中
に結晶粒の粗大化が起こり超塑性が得られなかった。 N
o.１６９は巨大な金属間化合物が晶出し、第１段目の熱
間加工中に割れが生じたので、それ以降の試験を中止し
た。
％以上の超塑性伸びが得られ、優れた焼付硬化性が得ら
れた。比較例の No.１６５はＣｕ量が多く針状の金属間
化合物を生成し、粒界すべりを阻害して超塑性が得られ
なかった。 No.１６６はＭｇ量が少なく十分な固溶強化
を示さず超塑性が得られず、またＣｕが無く焼付硬化が
得られなかった。 No.１６７はＭｇ量が多く第１段目の
熱間加工中に割れが生じたのでそれ以降の試験を中止し
た。 No.１６８は微細球状分散粒子がなく、高温変形中
に結晶粒の粗大化が起こり超塑性が得られなかった。 N
o.１６９は巨大な金属間化合物が晶出し、第１段目の熱
間加工中に割れが生じたので、それ以降の試験を中止し
た。
【００８５】また、表１６に示す第１４および第１５発
明に係る組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得ら
れたインゴットに４４０℃で２４時間の均質化処理を施
した。均質化処理後、４００℃で加工度１０％の熱間ス
エージング加工を行い、次いで４００℃で１時間の析出
処理を施した。
明に係る組成のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、得ら
れたインゴットに４４０℃で２４時間の均質化処理を施
した。均質化処理後、４００℃で加工度１０％の熱間ス
エージング加工を行い、次いで４００℃で１時間の析出
処理を施した。
【００８６】
【表１６】
【００８７】析出処理後、２００℃で加工度４０％の熱
間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑性アルミ
ニウム合金を得た。このようにして得られた超塑性材を
上記と同様に試験を行った。発明例である No.１７０〜
１７３は２００％以上の超塑性伸びが得られ、Ｉｎ等の
添加により焼付硬化性が向上し、経年変化が抑制され
た。比較例の No.１７４はＩｎ等が添加されていないた
め、経年変化が大きい。 No.１７５は低融点の巨大な金
属間化合物が生成し、加工熱処理中に欠陥が生じたの
で、それ以降の試験を中止した。
間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑性アルミ
ニウム合金を得た。このようにして得られた超塑性材を
上記と同様に試験を行った。発明例である No.１７０〜
１７３は２００％以上の超塑性伸びが得られ、Ｉｎ等の
添加により焼付硬化性が向上し、経年変化が抑制され
た。比較例の No.１７４はＩｎ等が添加されていないた
め、経年変化が大きい。 No.１７５は低融点の巨大な金
属間化合物が生成し、加工熱処理中に欠陥が生じたの
で、それ以降の試験を中止した。
【００８８】次に、合金 No.１５８に示す組成のアルミ
ニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表１７に示す
条件で加工熱処理を施した。
ニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表１７に示す
条件で加工熱処理を施した。
【００８９】
【表１７】
【００９０】このようにして得られた超塑性材を上記と
同様に試験を行った。発明例である No.１７６〜１８２
は２００％以上の超塑性伸びが得られ、優れた焼付硬化
性が得られた。比較例の No.１８３は均質化温度が低く
晶出したＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が十分に固溶せず、
第１段目の熱間加工中に割れが生じたので、それ以降の
試験を中止した。 No.１８４は均質化温度が高く液相が
生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１８５は
第１段目の熱間加工の温度が低く十分な球状分散粒子が
得られず、高温変形中の結晶粒の粗大化が起こり超塑性
が得られなかった。
同様に試験を行った。発明例である No.１７６〜１８２
は２００％以上の超塑性伸びが得られ、優れた焼付硬化
性が得られた。比較例の No.１８３は均質化温度が低く
晶出したＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が十分に固溶せず、
第１段目の熱間加工中に割れが生じたので、それ以降の
試験を中止した。 No.１８４は均質化温度が高く液相が
生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１８５は
第１段目の熱間加工の温度が低く十分な球状分散粒子が
得られず、高温変形中の結晶粒の粗大化が起こり超塑性
が得られなかった。
【００９１】No.１８６は第１段目の熱間加工の温度が
高く加工中に欠陥が生じたので、それ以降の試験を中止
した。 No.１８７は析出温度が低く十分な球状分散粒子
が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起こり超塑
性が得られなかった。 No.１８８は析出温度が高く液相
が生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１８９
は第２段目の熱間加工の温度が低くＣｕが析出し、焼付
硬化性が得られなかった。 No.１９０は第２段目の熱間
加工の温度が高く粗大な結晶粒組織となり超塑性が得ら
れなかった。 No.１９１は第２段目の加工度が低く、粗
大な再結晶粒組織となり超塑性が得られなかった。 No.
１９２は冷却速度が遅くＣｕ系の金属間化合物を生成
し、焼付硬化性が得られなかった。
高く加工中に欠陥が生じたので、それ以降の試験を中止
した。 No.１８７は析出温度が低く十分な球状分散粒子
が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起こり超塑
性が得られなかった。 No.１８８は析出温度が高く液相
が生じたので、それ以降の試験を中止した。 No.１８９
は第２段目の熱間加工の温度が低くＣｕが析出し、焼付
硬化性が得られなかった。 No.１９０は第２段目の熱間
加工の温度が高く粗大な結晶粒組織となり超塑性が得ら
れなかった。 No.１９１は第２段目の加工度が低く、粗
大な再結晶粒組織となり超塑性が得られなかった。 No.
１９２は冷却速度が遅くＣｕ系の金属間化合物を生成
し、焼付硬化性が得られなかった。
【００９２】さらに、合金 No.１５８に示す組成のアル
ミニウム合金を上記と同様の方法で加工熱処理を施し、
超塑性材を得た。得られた超塑性材を表１８に示す条件
で伸び１００％の超塑性加工を行った後、焼付硬化性を
調べるため、超塑性加工体に加工度５％の加工を与え、
１８０℃×３０分の熱処理を施し、室温で引張試験を行
った。
ミニウム合金を上記と同様の方法で加工熱処理を施し、
超塑性材を得た。得られた超塑性材を表１８に示す条件
で伸び１００％の超塑性加工を行った後、焼付硬化性を
調べるため、超塑性加工体に加工度５％の加工を与え、
１８０℃×３０分の熱処理を施し、室温で引張試験を行
った。
【００９３】
【表１８】
【００９４】発明例である No.１９３〜１９４は焼付硬
化性が得られた。比較例の No.１９５は超塑性加工温度
が低いため超塑性が発現しなかった。 No.１９６は冷却
速度が遅くＣｕ系の金属間化合物を生成し、焼付硬化性
が得られなかった。 実施例８．表１９に示す第１６発明に係る組成のアルミ
ニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴットに加工
度１０％の冷間スエージング加工を行い、次いで４００
℃で１０時間の析出処理を施した。
化性が得られた。比較例の No.１９５は超塑性加工温度
が低いため超塑性が発現しなかった。 No.１９６は冷却
速度が遅くＣｕ系の金属間化合物を生成し、焼付硬化性
が得られなかった。 実施例８．表１９に示す第１６発明に係る組成のアルミ
ニウム合金を溶解・鋳造し、得られたインゴットに加工
度１０％の冷間スエージング加工を行い、次いで４００
℃で１０時間の析出処理を施した。
【００９５】
【表１９】
【００９６】析出処理後、２００℃で加工度４０％の熱
間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑性アルミ
ニウム合金を得た。 上記超塑性材よりφ５×Ｌ１５の
平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５００℃、
ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓで高温
引張試験を行った。図１５〜図１７に結果を示す。発明
例である No.１９７〜２０１は２００％以上の超塑性伸
びが得られた。比較例 No.２０２はＭｇ量が少なく十分
な固溶強化が得られず超塑性が得られなかった。 No.２
０３はＭｇ量が多く多量のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が
晶出し、第１段目の加工中に割れが生じたので、それ以
降の試験を中止した。 No.２０４は微細球状分散粒子が
なく、高温変形中に粒成長が起こり超塑性が得られなか
った。 No.２０５は巨大な金属間化合物が晶出し、第１
段目の加工中に割れが生じたので、それ以降の試験を中
止した。
間スエージング加工を行い、水冷し、溶製超塑性アルミ
ニウム合金を得た。 上記超塑性材よりφ５×Ｌ１５の
平行部を持つ試験片を採取し、温度３００〜５００℃、
ひずみ速度５．５×１０-4〜１．１×１０-1／ｓで高温
引張試験を行った。図１５〜図１７に結果を示す。発明
例である No.１９７〜２０１は２００％以上の超塑性伸
びが得られた。比較例 No.２０２はＭｇ量が少なく十分
な固溶強化が得られず超塑性が得られなかった。 No.２
０３はＭｇ量が多く多量のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物が
晶出し、第１段目の加工中に割れが生じたので、それ以
降の試験を中止した。 No.２０４は微細球状分散粒子が
なく、高温変形中に粒成長が起こり超塑性が得られなか
った。 No.２０５は巨大な金属間化合物が晶出し、第１
段目の加工中に割れが生じたので、それ以降の試験を中
止した。
【００９７】また、合金 No.１９８に示す組成のアルミ
ニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表２０に示す
条件で加工熱処理を施した。
ニウム合金を上記と同様の方法で造塊し、表２０に示す
条件で加工熱処理を施した。
【００９８】
【表２０】
【００９９】このようにして得られた超塑性材を上記と
同様に試験を行った。図１６〜図１７に結果を示す。発
明例である No.２０６〜２１２は２００％以上の超塑性
伸びが得られた。比較例の No.２１３は第１段目の加工
温度が高いため、その後の析出処理において十分な微細
分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起
こり超塑性が得られなかった。 No.２１４は第１段目の
加工度が低いため、その後の析出処理において十分な微
細分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が
起こり超塑性が得られなかった。 No.２１５は析出温度
が低く十分な微細分散粒子が得られず、高温変形中に結
晶粒の粗大化が起こり超塑性が得られなかった。 No.２
１６は析出温度が高く液相が生じたので、それ以降の試
験を中止した。 No.２１７は析出時間が短く十分な微細
分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起
こり超塑性が得られなかった。 No.２１８は析出時間が
長く、分散粒子が粗大化して高温変形中の結晶粒の粗大
化を抑制できず、超塑性が得られなかった。 No.２１９
は第２段目の加工温度が高く、粗大な結晶粒組織となり
超塑性が得られなかった。 No.２２０は第２段目の加工
度が低く、粗大な再結晶粒組織となり超塑性が得られな
かった。
同様に試験を行った。図１６〜図１７に結果を示す。発
明例である No.２０６〜２１２は２００％以上の超塑性
伸びが得られた。比較例の No.２１３は第１段目の加工
温度が高いため、その後の析出処理において十分な微細
分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起
こり超塑性が得られなかった。 No.２１４は第１段目の
加工度が低いため、その後の析出処理において十分な微
細分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が
起こり超塑性が得られなかった。 No.２１５は析出温度
が低く十分な微細分散粒子が得られず、高温変形中に結
晶粒の粗大化が起こり超塑性が得られなかった。 No.２
１６は析出温度が高く液相が生じたので、それ以降の試
験を中止した。 No.２１７は析出時間が短く十分な微細
分散粒子が得られず、高温変形中に結晶粒の粗大化が起
こり超塑性が得られなかった。 No.２１８は析出時間が
長く、分散粒子が粗大化して高温変形中の結晶粒の粗大
化を抑制できず、超塑性が得られなかった。 No.２１９
は第２段目の加工温度が高く、粗大な結晶粒組織となり
超塑性が得られなかった。 No.２２０は第２段目の加工
度が低く、粗大な再結晶粒組織となり超塑性が得られな
かった。
【０１００】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係るアル
ミニウム合金は、溶製材でありながら動的再結晶で高速
超塑性の発現を可能とし、強度、耐力および焼入硬化性
に優れ機械構造用部材の材質改善および生産性向上が図
れる。また本発明に係る超塑性アルミニウム合金は微細
組織であり、かつ微細球状粒子の均一分散により、析出
強化および分散強化を実現し、耐食性、溶接性および靭
性の向上が図れる。さらに室温時効を抑制し材質の経年
変化を改善し、かつ高温時効を促進し、耐応力腐食割れ
性および切削性を向上する。
ミニウム合金は、溶製材でありながら動的再結晶で高速
超塑性の発現を可能とし、強度、耐力および焼入硬化性
に優れ機械構造用部材の材質改善および生産性向上が図
れる。また本発明に係る超塑性アルミニウム合金は微細
組織であり、かつ微細球状粒子の均一分散により、析出
強化および分散強化を実現し、耐食性、溶接性および靭
性の向上が図れる。さらに室温時効を抑制し材質の経年
変化を改善し、かつ高温時効を促進し、耐応力腐食割れ
性および切削性を向上する。
【図１】本発明の実施例１に係るＭｇ含有量と高温伸び
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図２】本発明の実施例２に係るミッシュメタル（Ｍ
ｍ）およびＺｒの成分比と引張強さおよび０．２％耐力
との関係を示す図である。
ｍ）およびＺｒの成分比と引張強さおよび０．２％耐力
との関係を示す図である。
【図３】本発明の実施例３に係るＭｇ含有量と高温伸び
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図４】本発明の実施例３に係る金属間化合物粒子径と
高温伸びとの関係を示す図である。
高温伸びとの関係を示す図である。
【図５】本発明の実施例３に係る平均結晶粒径と高温伸
びとの関係を示す図である。
びとの関係を示す図である。
【図６】本発明の実施例３に係る結晶方位１５゜未満の
結晶粒界の存在割合と高温伸びとの関係を示す図であ
る。
結晶粒界の存在割合と高温伸びとの関係を示す図であ
る。
【図７】本発明の実施例４に係るＭｇ含有量と高温伸び
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図８】本発明の実施例４に係る分散粒子径と高温伸び
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図９】本発明の実施例４に係る平均粒径と高温伸びと
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図１０】本発明の実施例４に係る結晶方位１５゜未満
の結晶粒界の存在割合と高温伸びとの関係を示す図であ
る。
の結晶粒界の存在割合と高温伸びとの関係を示す図であ
る。
【図１１】本発明の実施例５に係るＭｇ含有量と高温伸
びとの関係を示す図である。
びとの関係を示す図である。
【図１２】本発明の実施例５に係る分散粒子径と高温伸
びとの関係を示す図である。
びとの関係を示す図である。
【図１３】本発明の実施例５に係る平均結晶粒径と高温
伸びとの関係を示す図である。
伸びとの関係を示す図である。
【図１４】本発明の実施例５に係る結晶方位１５゜未満
の結晶粒界の存在割合と高温伸びとの関係を示す図であ
る。
の結晶粒界の存在割合と高温伸びとの関係を示す図であ
る。
【図１５】本発明の実施例８に係るＭｇ含有量と高温伸
びとの関係を示す図である。
びとの関係を示す図である。
【図１６】本発明の実施例８に係る分散粒子径と高温伸
びとの関係を示す図である。
びとの関係を示す図である。
【図１７】本発明の実施例８に係る平均粒子径と高温伸
びとの関係を示す図である。
びとの関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号 特願平5−207823 (32)優先日 平５(1993)８月23日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平5−222377 (32)優先日 平５(1993)９月７日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平5−245075 (32)優先日 平５(1993)９月30日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ）
Claims (16)
- 【請求項１】 Ｍｇ；７〜１５wt％と、ミッシュメタル
（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃｏ，Ｍ
ｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上の元素を０．
１〜１．０wt％含み、残部がアルミニウムおよび不可避
的不純物であり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化
合物の球状析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、
平均結晶粒径が０．５〜１０μｍであって、結晶方位差
が１５゜未満の結晶粒界を１０〜５０％含む組織を有す
ることを特徴とする超塑性アルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｍｇ；７〜１０wt％と、ミッシュメタル
（Ｍｍ）、Ｚｒを添加比Ｍｍ／Ｚｒ；０．２〜２．０、
ミッシュメタルとＺｒの添加総量が０．１〜１．０wt％
含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物であ
り、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球状析
出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶粒径
が０．５〜１０μｍである組織を有することを特徴とす
る超塑性アルミニウム合金。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載した組成のアル
ミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに３０
０〜５３０℃で均質化処理を施す工程と、次いで４００
〜５３０℃で１０〜４０％の第１の熱間加工を施す工程
と、そのまま冷却することなく連続して４００〜５３０
℃で時効析出する工程と、次いで３００〜４００℃で４
０％以上の第２の熱間加工を施す工程とを有することを
特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項４】 Ｍｇ；４〜７wt％未満と、ミッシュメタ
ル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，
Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上の元
素を０．１〜１．０wt％含み、残部がアルミニウムおよ
び不可避的不純物からなり、１０〜２００nmの前記元素
の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．１〜４．
０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍであって、
結晶方位差が１５゜未満の結晶粒界を１０〜５０％含む
組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム合
金。 - 【請求項５】 請求項４に記載した組成のアルミニウム
合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに２３０〜５６
０℃で均質化処理を施す工程と、次いで４００〜５６０
℃で１０〜４０％の第１の熱間加工を施す工程と、その
まま冷却することなく連続して４００〜５６０℃で時効
析出する工程と、次いで３００℃未満の温度で４０％以
上の第２の熱間加工を施す工程とを有することを特徴と
する超塑性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項６】 Ｍｇ：７〜１５wt％と、ミッシュメタル
（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃ
ｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上の元素
を０．１〜１．０wt％、Ｓｃ：０．００５〜０．１wt％
を含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物から
なり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球状
析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶粒
径が０．１〜１０μｍである組織を有することを特徴と
する超塑性アルミニウム合金。 - 【請求項７】 請求項６に記載した組成のアルミニウム
合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００〜５３
０℃で８〜２４時間、均質化処理を施し、前記元素の金
属間化合物の球状分散粒子の大きさを１０〜２００nm、
体積分率０．１〜４．０％とする工程と、３００〜４０
０℃で５０％以上の熱間加工を施し、平均結晶粒径を
０．１〜１０μｍとする工程とを有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。 - 【請求項８】 Ｍｇ：４〜７wt％未満と、ミッシュメタ
ル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，
Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上の元
素を０．１〜１．０wt％、Ｓｃ：０．００５〜０．１wt
％を含み、残部がアルミニウムおよび不可避的不純物か
らなり、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球
状析出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶
粒径が０．１〜１０μｍである組織を有することを特徴
とする超塑性アルミニウム合金。 - 【請求項９】 請求項８に記載した組成のアルミニウム
合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００〜５３
０℃で８〜２４時間、均質化処理を施し、前記元素の金
属間化合物の球状分散粒子の大きさを１０〜２００nm、
体積分率０．１〜４．０％とする工程と、３００℃未満
で５０％以上の熱間加工を施し、平均結晶粒径を０．１
〜１０μｍとする工程とを有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。 - 【請求項１０】 Ｍｇ：７〜１５wt％、ミッシュメタル
（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，Ｃ
ｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上の元素
を０．１〜１．０wt％、かつＣｕ，Ｌｉのいずれかまた
は両方を０．１〜２．０wt％含み、残部がアルミニウム
および不可避的不純物であり、１０〜２００nmの前記元
素の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．１〜
４．０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍである
組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム合
金。 - 【請求項１１】 Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃｄから選ばれる１種ま
たは２種以上の元素０．０１〜０．２wt％をさらに含む
ことを特徴とする請求項１０記載の超塑性アルミニウム
合金。 - 【請求項１２】 請求項１０または１１に記載した組成
のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴット
に４００〜５３０℃で８〜２４時間の均質化処理を施す
工程と、４００〜５３０℃で加工度１０〜４０％の熱間
加工を施す工程と、４００〜５３０℃で時効析出を施す
工程と、次いで３００〜４００℃で加工度４０％以上の
熱間加工を施し次いで急速冷却する工程とを有すること
を特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項１３】 Ｍｇ：４〜７wt％未満、ミッシュメタ
ル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，
Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上の元
素を０．１〜１．０wt％、かつＣｕ，Ｌｉのいずれかま
たは両方を０．１〜２．０wt％含み、残部がアルミニウ
ムおよび不可避的不純物であり、１０〜２００nmの前記
元素の金属間化合物の球状析出物を体積分率で０．１〜
４．０％含み、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍである
組織を有することを特徴とする超塑性アルミニウム合
金。 - 【請求項１４】 Ｓｎ，Ｉｎ，Ｃｄから選ばれる１種ま
たは２種以上の元素０．０１〜０．２wt％をさらに含む
ことを特徴とする請求項１３記載の超塑性アルミニウム
合金。 - 【請求項１５】 請求項１３または１４に記載した組成
のアルミニウム合金を溶解・鋳造し、該鋳造インゴット
に４００〜５６０℃で８〜２４時間の均質化処理を施す
工程と、４００〜５６０℃で加工度１０〜４０％の熱間
加工を施す工程と、４００〜５６０℃で時効析出を施す
工程と、次いで２００〜３００℃で加工度４０％以上の
熱間加工を施し次いで急速冷却する工程とを有すること
を特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項１６】 Ｍｇ：４〜７wt％未満、ミッシュメタ
ル（Ｍｍ）、Ｚｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃａ，
Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔａから選ばれる１種または２種以上の元
素を０．１〜１．０wt％含み、残部がアルミニウムおよ
び不可避的不純物からなる組成のアルミニウム合金を溶
解・鋳造し、該鋳造インゴットに４００℃未満の温度で
１０％以上の加工を施す工程と、次いで４００〜５６０
℃で４〜２０時間、時効析出する工程と、次いで３００
℃未満の温度で４０％以上の熱間加工を施す工程とを有
し、１０〜２００nmの前記元素の金属間化合物の球状析
出物を体積分率で０．１〜４．０％含み、平均結晶粒径
が０．１〜１０μｍである組織に制御することを特徴と
する超塑性アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5300365A JPH07145441A (ja) | 1993-01-27 | 1993-11-30 | 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法 |
| EP94300484A EP0610006B1 (en) | 1993-01-27 | 1994-01-21 | Superplastic aluminum alloy and process for producing same |
| DE69413571T DE69413571T2 (de) | 1993-01-27 | 1994-01-21 | Superplastische Aluminiumlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| US08/186,160 US6056835A (en) | 1993-01-27 | 1994-01-25 | Superplastic aluminum alloy and process for producing same |
| CA002114285A CA2114285C (en) | 1993-01-27 | 1994-01-26 | Superplastic aluminum alloy and process for producing same |
| US08/450,554 US5573608A (en) | 1993-01-27 | 1995-05-25 | Superplastic aluminum alloy and process for producing same |
Applications Claiming Priority (13)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1167993 | 1993-01-27 | ||
| JP5-11679 | 1993-01-27 | ||
| JP5-159348 | 1993-06-29 | ||
| JP15934893 | 1993-06-29 | ||
| JP17441593 | 1993-07-14 | ||
| JP5-174415 | 1993-07-14 | ||
| JP20782393 | 1993-08-23 | ||
| JP5-207823 | 1993-08-23 | ||
| JP22237793 | 1993-09-07 | ||
| JP5-222377 | 1993-09-07 | ||
| JP5-245075 | 1993-09-30 | ||
| JP24507593 | 1993-09-30 | ||
| JP5300365A JPH07145441A (ja) | 1993-01-27 | 1993-11-30 | 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07145441A true JPH07145441A (ja) | 1995-06-06 |
Family
ID=27563590
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5300365A Pending JPH07145441A (ja) | 1993-01-27 | 1993-11-30 | 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US6056835A (ja) |
| EP (1) | EP0610006B1 (ja) |
| JP (1) | JPH07145441A (ja) |
| CA (1) | CA2114285C (ja) |
| DE (1) | DE69413571T2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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