JPS60238462A - 超塑性アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
超塑性アルミニウム合金の製造方法Info
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- JPS60238462A JPS60238462A JP9417584A JP9417584A JPS60238462A JP S60238462 A JPS60238462 A JP S60238462A JP 9417584 A JP9417584 A JP 9417584A JP 9417584 A JP9417584 A JP 9417584A JP S60238462 A JPS60238462 A JP S60238462A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野１
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、ＡＩ Ｍｇ−８ｉ系超塑性アルミニウム
合金の製造方法に関する。
らに詳しくは、ＡＩ Ｍｇ−８ｉ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（ｎｅｃ
ｋｉｎｇ）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。
ｋｉｎｇ）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１
一般に、Ａｌ−Ｍｇ−８ｉ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
間加工を行なってから、４５０〜５５０℃の温度で溶体
化処理、時効処理を行なっ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４０〜１００
μｍと大きくなってしまい、高温において変形を行なっ
ても超塑性伸びは得られない。
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
間加工を行なってから、４５０〜５５０℃の温度で溶体
化処理、時効処理を行なっ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４０〜１００
μｍと大きくなってしまい、高温において変形を行なっ
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１
本発明は上記に説明したように、いままでは、ＡＩ−Ｍ
８−８ｉ系のアルミニウム合金では困難であった微細粒
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。
８−８ｉ系のアルミニウム合金では困難であった微細粒
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。
１問題点を解決するための手段１
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法は、
（１） Ｍｇ Ｏ，５〜２．０＋＋＋ｔ％、Ｓｉ０．３
〜５．Ｏｕ＋ｔ％を含有し、さらに、 Ｃｕ １．ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜１．５ｗｔ
％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５
−０，５１１！Ｌ％、Ｖ Ｏ，０５−０，５Ｉｕ１％、
Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋ｔ％以下の中から選んだ１種または
２種以上 を含有し、残部Ａ）および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−
８ｉ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〜ｒ ｒ Ａ ’Ａ 〃
δｌｔｉ！ＩＩ橢ａ−日日＋ｍ 丁＋−り；ンｓ ｈ＊
４＊ ｈｋ １ Ｗの加熱保持を４５０〜・５５０℃の
温度で０．５〜１、ＯＨｒ行ない、次に、第２回の加熱
温度まで冷却し、３５０−４５０℃の温度で０．５−５
０８ｒ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」二の
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）ＭｇＯ，５〜
２．０Ｉｌｌｔ％、Ｓｉ０．３〜５．Ｏｕ＋ｔ％を含有
し、さらに、 Ｃｕ １ｗｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−１，５＋ｕｔ％
、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−
０，５ｕｌｔ％、Ｖ Ｏ，０５〜０．５畦％、Ｔｉ Ｏ
，１５＋Ｉｌｔ％以下の中から選んだ１種または２種以
上 を含有し、残部ＡＩおよび不純物からなるＡｔ−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
加工を行なった後、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−
５０８ｒ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°Ｃ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．Ｏｕ＋ｔ％、Ｓ ｉ Ｏ，３
＝５．Ｏｕ＋ｔ％を含有し、さらに、 ＣＬＩ １ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−］、５ｕ＋
ｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ、％、Ｚｒ Ｏ，
０５−０，５ｕ＋ｔ％、＼Ｉ Ｏ，０５〜０．５１１１
ｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５＋ｕｔ％以下の中から選んだ１種
または２種以上 を含有し、残部ＡＩおよび不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金鋳塊を、４（）０〜５５０ ’Ｃの温度で均
質化熱処理を行ない、次いで、３’ ０ （１−・５５
０°Ｃの温度で熱間加工を行なった後、第１回の加熱保
持を４５０〜５５０℃の温度で０．５〜１ｒ）Ｈｒ行な
い、次に、第２回の加熱温度まで冷却し３５０−４５０
℃の温度で０．５−５０８ｒ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°Ｃ以下の
低温軟化焼鈍と冷開加工を１回以上行ない、さらに、１
００℃／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。
〜５．Ｏｕ＋ｔ％を含有し、さらに、 Ｃｕ １．ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜１．５ｗｔ
％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５
−０，５１１！Ｌ％、Ｖ Ｏ，０５−０，５Ｉｕ１％、
Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋ｔ％以下の中から選んだ１種または
２種以上 を含有し、残部Ａ）および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−
８ｉ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〜ｒ ｒ Ａ ’Ａ 〃
δｌｔｉ！ＩＩ橢ａ−日日＋ｍ 丁＋−り；ンｓ ｈ＊
４＊ ｈｋ １ Ｗの加熱保持を４５０〜・５５０℃の
温度で０．５〜１、ＯＨｒ行ない、次に、第２回の加熱
温度まで冷却し、３５０−４５０℃の温度で０．５−５
０８ｒ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」二の
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）ＭｇＯ，５〜
２．０Ｉｌｌｔ％、Ｓｉ０．３〜５．Ｏｕ＋ｔ％を含有
し、さらに、 Ｃｕ １ｗｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−１，５＋ｕｔ％
、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−
０，５ｕｌｔ％、Ｖ Ｏ，０５〜０．５畦％、Ｔｉ Ｏ
，１５＋Ｉｌｔ％以下の中から選んだ１種または２種以
上 を含有し、残部ＡＩおよび不純物からなるＡｔ−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
加工を行なった後、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−
５０８ｒ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°Ｃ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．Ｏｕ＋ｔ％、Ｓ ｉ Ｏ，３
＝５．Ｏｕ＋ｔ％を含有し、さらに、 ＣＬＩ １ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−］、５ｕ＋
ｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ、％、Ｚｒ Ｏ，
０５−０，５ｕ＋ｔ％、＼Ｉ Ｏ，０５〜０．５１１１
ｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５＋ｕｔ％以下の中から選んだ１種
または２種以上 を含有し、残部ＡＩおよび不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金鋳塊を、４（）０〜５５０ ’Ｃの温度で均
質化熱処理を行ない、次いで、３’ ０ （１−・５５
０°Ｃの温度で熱間加工を行なった後、第１回の加熱保
持を４５０〜５５０℃の温度で０．５〜１ｒ）Ｈｒ行な
い、次に、第２回の加熱温度まで冷却し３５０−４５０
℃の温度で０．５−５０８ｒ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°Ｃ以下の
低温軟化焼鈍と冷開加工を１回以上行ない、さらに、１
００℃／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。
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。
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０．５＋ｕｔ％未満では充分な強度が得られず、
また、２．０＋ｕｔ％を越える含有量では充分な超塑性
伸びが得られない。よって、Ｍｇ含有量は０．５〜２．
０すｔ％とする。
また、２．０＋ｕｔ％を越える含有量では充分な超塑性
伸びが得られない。よって、Ｍｇ含有量は０．５〜２．
０すｔ％とする。
Ｓｉは−０，３ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られず
、また、５．Ｏｕ＋ｔ％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。よって、Ｓｉ含有量
は０．３・〜５．Ｏｗｔ％とする。
、また、５．Ｏｕ＋ｔ％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。よって、Ｓｉ含有量
は０．３・〜５．Ｏｗｔ％とする。
Ｃｕはｌｕｓ＋、％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。よって、Ｃｕ含有量は１田Ｌ
％以下とする。
よび耐蝕性が損なわれる。よって、Ｃｕ含有量は１田Ｌ
％以下とする。
Ｍｎ、Ｃｒ５Ｚｒ、Ｖは夫々０．０５Ｉｕｔ％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
１．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ、 Ｚｒ、■が夫々０，５ ｕ＋
ｔ％およびＴｉ ０．１５ｕ＋ｔ％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。よって、Ｍ’ｎ含有量は
０、０５−１．５ｎｕｔ％、Ｃｒ含有量は０．０５−０
．５＋ｕｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｖ
Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、ＴｉＯ，１５ｕ＋ｔ％以下
とする。
後述するように微細な結晶粒が得られず、また、Ｍｎ
１．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ、 Ｚｒ、■が夫々０，５ ｕ＋
ｔ％およびＴｉ ０．１５ｕ＋ｔ％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。よって、Ｍ’ｎ含有量は
０、０５−１．５ｎｕｔ％、Ｃｒ含有量は０．０５−０
．５＋ｕｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｖ
Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、ＴｉＯ，１５ｕ＋ｔ％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Ｏ，ｉ５ｕ＋ｔ％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。よって、Ｆｅの含有量は０
．１５ｕ＋ｔ％以下とする。
がＯ，ｉ５ｕ＋ｔ％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。よって、Ｆｅの含有量は０
．１５ｕ＋ｔ％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。
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°Ｃの温度において充分な時間均
質化熱処理を行ない。
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°Ｃ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６って
所定の板厚まで加工し、粗い鋳造組織は熱間ファイバー
組織となると同時に組織内にＭｇ、Ｓ’ｉ等の析出物お
よびＭｎ、 Ｏｒ、 Ｚｒ、＼７、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。
所定の板厚まで加工し、粗い鋳造組織は熱間ファイバー
組織となると同時に組織内にＭｇ、Ｓ’ｉ等の析出物お
よびＭｎ、 Ｏｒ、 Ｚｒ、＼７、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’Ｃ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。
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、Ｏｒ、ＺＴ等とＡｔと
の金属間化合物Ｍ ｎ Ａ ｌ ３、Ｃｒ２Ｍｇ５Ａ１
１ｅ、Ｚ ｒ Ａ ｌ ｓ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っ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。
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、Ｏｒ、ＺＴ等とＡｔと
の金属間化合物Ｍ ｎ Ａ ｌ ３、Ｃｒ２Ｍｇ５Ａ１
１ｅ、Ｚ ｒ Ａ ｌ ｓ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っ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回で行なった
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Ｍｇ５Ｓｉ等とＡＩ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
上と遅くなっても良く、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すいものが
得られる。この加熱保持により熱間ファイバー組織を形
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。
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Ｍｇ５Ｓｉ等とＡＩ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
上と遅くなっても良く、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すいものが
得られる。この加熱保持により熱間ファイバー組織を形
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°Ｃ／Ｈｒ未満になる
と超塑性伸びが得られにくくなる。
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。
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。
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０．５ＴｍｆＴｍ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、従って、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、−反古
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
。
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０．５ＴｍｆＴｍ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、従って、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、−反古
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
。
よって、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Ｍ
ｎＡｌ６、Ｃｒ２Ｍ！？３ＡＩ＋６、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、粒子間隔が天外過ぎると転位
移動阻止効果が得られない。
法においては、熱間圧延後の加熱保持中に形成されたＭ
ｎＡｌ６、Ｃｒ２Ｍ！？３ＡＩ＋６、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、粒子間隔が天外過ぎると転位
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、冷開加工のままの材料を超塑性加工しても
よいが、１００’Ｃ／Ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、３
５０〜５５０℃の温度で加熱軟化処理を行なってから超
塑性加工を行なうこともできる。
においては、冷開加工のままの材料を超塑性加工しても
よいが、１００’Ｃ／Ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、３
５０〜５５０℃の温度で加熱軟化処理を行なってから超
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°Ｃ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。
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°Ｃ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１
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．Ｏｕ＋ｔ％、
Ｓｉ０，６ｕ＋ｔ％、Ｃｕ ０９２５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ
Ｏ，２３ｕ＋Ｉ％、Ｆｅ Ｏ，１０ｕ＋ｔ％、残部ＡＩ
よりなる鋳塊（厚さ４００ＩｎＩｎ）を４６５℃の温度
で１−２８ｒ均質化熱処理後、４００〜３００℃の温度
で熱間圧延を行なって４〜６ｍｍ厚の板とし、第１表に
示す工程で最終板厚２．５闘の材料を作製し、５１０℃
の温度に加熱後、歪速度２ Ｘ １．．０−４／ ｓｅ
ｅで変形した。
Ｓｉ０，６ｕ＋ｔ％、Ｃｕ ０９２５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ
Ｏ，２３ｕ＋Ｉ％、Ｆｅ Ｏ，１０ｕ＋ｔ％、残部ＡＩ
よりなる鋳塊（厚さ４００ＩｎＩｎ）を４６５℃の温度
で１−２８ｒ均質化熱処理後、４００〜３００℃の温度
で熱間圧延を行なって４〜６ｍｍ厚の板とし、第１表に
示す工程で最終板厚２．５闘の材料を作製し、５１０℃
の温度に加熱後、歪速度２ Ｘ １．．０−４／ ｓｅ
ｅ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。
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。
第 １ 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１２８ｒの均質化熱
処理後、４００〜３００°Ｃの温度における熱間圧延に
より１２．５ｍｍ厚の板とした後、５１０°Ｃの温度で
３Ｈｒおよび４００°Ｃの温度で１０Ｈｒの加熱保持を
行なった後、約１（）０℃／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 、５
＋ｏｍ厚の材料を作製し、５１０℃の温度に加熱後、歪
速度２ Ｘ １０″″４／ｓｅｃで変形した。
さ４００ｍｍ）を４６５℃の温度で１２８ｒの均質化熱
処理後、４００〜３００°Ｃの温度における熱間圧延に
より１２．５ｍｍ厚の板とした後、５１０°Ｃの温度で
３Ｈｒおよび４００°Ｃの温度で１０Ｈｒの加熱保持を
行なった後、約１（）０℃／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 、５
＋ｏｍ厚の材料を作製し、５１０℃の温度に加熱後、歪
速度２ Ｘ 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がまたはそれ以上の超塑性伸び
のあることがわかる。
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がまたはそれ以上の超塑性伸び
のあることがわかる。
第２表
実施例３
通常のＤＣ法により鋳造した実施例１と同じ鋳鬼（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
６．３ ｍｍ厚の板とし、５１０°Ｃの温度で３Ｈｒお
よび４００°Ｃの温度で１０Ｈｒの加熱保持を行なった
後、約１００°Ｃ／ Ｈｒの冷却速度で冷却し、冷間圧
延によＱ２．５ｍｍ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“’／ ｓｅｃで変形した。
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
６．３ ｍｍ厚の板とし、５１０°Ｃの温度で３Ｈｒお
よび４００°Ｃの温度で１０Ｈｒの加熱保持を行なった
後、約１００°Ｃ／ Ｈｒの冷却速度で冷却し、冷間圧
延によＱ２．５ｍｍ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“’／ 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°Ｃ／Ｈｒの場合に比して格段と優れて
いることがわかる。
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°Ｃ／Ｈｒの場合に比して格段と優れて
いることがわかる。
第３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が
呟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。
合金の製造方法は上記の構成を有しているものであるが
呟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】 （］ ） ］ＭｇＯ，５−２．Ｏｕ＋ｔ％Ｓ ｉ ０．
３−５．０ｗｔ％を含有し、さらに、 Ｃ（口ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−１，５ｕ＋ｔ％
、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ ０．０５−
０．５ｗｔ％、Ｖ Ｏ，０５〜０．５１％、Ｔｉ ０．
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Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金鋳塊を、４００〜５５０°Ｃの温度で均質化
熱処理を行ない、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱
間加工を行なった後、第１回の加熱保持を４５０〜５５
０℃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’Ｃの温度で０．
５−５０ Ｈｒ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
上の冷開加工を行なうことを特徴とする超す性アルミニ
ウム合金の製造方法。 （２）Ｍｇ０．５〜２．Ｏｕ＋ｔ％、Ｓｉ０．３〜５．
０四ｔ％を含有し、さらに、 Ｃｕｌｌｌｌｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−１，５ｗｔ％
、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ ０．０５−
０．５＋ｕｔ％、Ｖ Ｏ，０５〜０．５四ｔ％、Ｔｉ
Ｏ，１５ｕ＋ｔ％以下の中から選んだ１種または２種以
上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ
Ｓｉ系合金鋳塊を、４００〜５５０’Ｃの温度で均質化
熱処理を行ない、次いで、３００〜５５０℃の温度で熱
間加工を行なった後、第１回の加熱保持を４５０〜５５
０℃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°Ｃ／
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） Ｍｇ Ｏ，５−２，Ｏｕ＋ｔ％、Ｓ ｉ ０．
３−５．Ｏｕ＋ｔ％を含有し、さらに、 Ｃｕ １ｕｓｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−１，５ａ＋ｔ
％、Ｃｒ ０．０５−０．５ｗｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−
０，５ｕ＋ｔ％、Ｖ Ｏ，０５−０，５ｕｔ％、Ｔｉ
Ｏ，１５ｗｔ％５ｗｔ％以下ら選んだ１種または２種以
上 を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−
８ｉ系合金鋳塊を、４００〜５５０°Ｃの温度で均質化
熱処理を行ない、次いで、３００〜５ＳＯ’Ｃの温度で
熱間加工を行なった後、第１回の加熱保持を４５０〜５
５０℃の温度で０．５〜１、ＯＨｒ行ない、次に、第２
回の加熱温度まで冷却し、３５０−４５０°Ｃ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°Ｃ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 true JPS60238462A (ja) | 1985-11-27 |
| JPS62226B2 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) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110964955A (zh) * | 2019-12-19 | 2020-04-07 | 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
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110964955A (zh) * | 2019-12-19 | 2020-04-07 | 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 |
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62226B2 (ja) | 1987-01-06 |
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