JPS6086248A - 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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- JPS6086248A JPS6086248A JP19359683A JP19359683A JPS6086248A JP S6086248 A JPS6086248 A JP S6086248A JP 19359683 A JP19359683 A JP 19359683A JP 19359683 A JP19359683 A JP 19359683A JP S6086248 A JPS6086248 A JP S6086248A
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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】
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−Ｚｎ−Ｍｇ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。
らに詳しくは、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ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。
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（ｎ
ｅｃｋｉｎｇ）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。
て、超塑性とは、ある外的条件の下で材料がくびれ（ｎ
ｅｃｋｉｎｇ）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。
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１０μＩｎに制御することが必須であ
る。
料の結晶粒径を約１０μＩｎに制御することが必須であ
る。
また、一般に高強度アルミニウム合金は、鋳造後鋳塊を
４００〜５５０℃の温度で均質化熱処理を行ない、次い
で、３５０〜５００°Ｃの温度で熱間加工および冷間加
工を行なって、４５０〜５５ ｒ） ’Ｃの温度で溶体
化処理、時効処理を行なっ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４０〜１０
０μｍと大きくなってしまい、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
することはでとない。
４００〜５５０℃の温度で均質化熱処理を行ない、次い
で、３５０〜５００°Ｃの温度で熱間加工および冷間加
工を行なって、４５０〜５５ ｒ） ’Ｃの温度で溶体
化処理、時効処理を行なっ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４０〜１０
０μｍと大きくなってしまい、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
することはでとない。
本発明は上記に説明したようにＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高
強度アルミニウム合金であっても超塑性を得ることが困
難であったが、本発明者の研究の結果、約１０μ「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。
強度アルミニウム合金であっても超塑性を得ることが困
難であったが、本発明者の研究の結果、約１０μ「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。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方−法は、
（１） ７．ｎ ３−８ｗｔ％、Ｍｇ００５−ｈｊ％を
必須成分として含有し、Ｃｕ３＋す１％以下、Ｍｎ Ｏ
，０５〜２、Ｏｕ＋Ｌ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５＋ｎ
ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋Ｌ％、＼７０．０５
〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ０１１５田ｔ％以下の中から選
んだ１種または２種以」二を含有し、残部Ａ１および不
純物からなるＡＩ−Ｚｎ−ｈ’ｆ系合金鋳塊を、４．０
（１〜５５０°Ｃの温度で均質化熱処理を行ない、次
いで、３５０〜５０ （１’Ｃの温度で熱間加工後、３
５０〜５５０°Ｃの温度に加熱保持し、ｉ ａ （’ｌ
°（’：／１−１ｒ以−１−の冷以遠１−冷却した後、
少なくとも３（）％以」二の冷間加工を行なうこを特徴
とす超塑性アルミニウム合金の製造方法を１１の発明と
し、（２）Ｚｎ３〜８ＩＩＩｔ％、Ｍ＋？０．５〜３ｕ
＋Ｉ％を必須成分として含有し、Ｃｕ ｈ１％以下、Ｍ
ｎ０００５−２．Ｏｕ＋１％、Ｃｒ ０．０５〜０．
５ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．０５−０．５ｕ＋ｔ％、＼７０
．０５〜０．５畦％、Ｔｉ ００１５ｕ＋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Δ１−Ｚｎ’Ｍｇ系合金仙塊を、４０
０〜５５０℃の温度で均質化熱処理を行ない、次いで、
３５０〜５００℃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 ’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の表明とし、（３）Ｚｎ ３−８ｗｔ％、
Ｍｇ０．５〜３ｗｔ％を必須成分として含有し、Ｃｕ
３ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５−２．Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｒ
Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、７、ｒ ０．０５＝０．
５＋ｕ１％、Ｖ Ｏ，０５−０，５ｔｕＬ％、ＴｉＯ，
１５＋＋＋１％以下の中から選んだ１種または２種以」
二を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ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、３５０〜５００℃の温度で熱
間加工後、３５０〜５５０°Ｃの温度に加熱保持し、１
００’Ｃ／Ｉ（ｒ以」二の冷却速度で冷却した後、少く
とも３０％以」二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
低温軟化焼鈍と冷間加工を１回以上行ない、さらに、１
００℃／１−（ｒ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。
（１） ７．ｎ ３−８ｗｔ％、Ｍｇ００５−ｈｊ％を
必須成分として含有し、Ｃｕ３＋す１％以下、Ｍｎ Ｏ
，０５〜２、Ｏｕ＋Ｌ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５＋ｎ
ｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋Ｌ％、＼７０．０５
〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ０１１５田ｔ％以下の中から選
んだ１種または２種以」二を含有し、残部Ａ１および不
純物からなるＡＩ−Ｚｎ−ｈ’ｆ系合金鋳塊を、４．０
（１〜５５０°Ｃの温度で均質化熱処理を行ない、次
いで、３５０〜５０ （１’Ｃの温度で熱間加工後、３
５０〜５５０°Ｃの温度に加熱保持し、ｉ ａ （’ｌ
°（’：／１−１ｒ以−１−の冷以遠１−冷却した後、
少なくとも３（）％以」二の冷間加工を行なうこを特徴
とす超塑性アルミニウム合金の製造方法を１１の発明と
し、（２）Ｚｎ３〜８ＩＩＩｔ％、Ｍ＋？０．５〜３ｕ
＋Ｉ％を必須成分として含有し、Ｃｕ ｈ１％以下、Ｍ
ｎ０００５−２．Ｏｕ＋１％、Ｃｒ ０．０５〜０．
５ｕ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．０５−０．５ｕ＋ｔ％、＼７０
．０５〜０．５畦％、Ｔｉ ００１５ｕ＋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Δ１−Ｚｎ’Ｍｇ系合金仙塊を、４０
０〜５５０℃の温度で均質化熱処理を行ない、次いで、
３５０〜５００℃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 ’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の表明とし、（３）Ｚｎ ３−８ｗｔ％、
Ｍｇ０．５〜３ｗｔ％を必須成分として含有し、Ｃｕ
３ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５−２．Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｒ
Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、７、ｒ ０．０５＝０．
５＋ｕ１％、Ｖ Ｏ，０５−０，５ｔｕＬ％、ＴｉＯ，
１５＋＋＋１％以下の中から選んだ１種または２種以」
二を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ−Ｚｎ
−Ｍｇ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、３５０〜５００℃の温度で熱
間加工後、３５０〜５５０°Ｃの温度に加熱保持し、１
００’Ｃ／Ｉ（ｒ以」二の冷却速度で冷却した後、少く
とも３０％以」二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
低温軟化焼鈍と冷間加工を１回以上行ない、さらに、１
００℃／１−（ｒ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、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。
いて説明する。
Ｚｎは強度、延性および耐蝕性を付与する元素であり、
含有量が３す１％未）１へでは充分な強度を得ることか
できず、また、８ｕ＋ｔ％を越える含有量では延性およ
び耐蝕性か損なわれる。よって、Ｚｎ含有量は３〜８田
１％とする。
含有量が３す１％未）１へでは充分な強度を得ることか
できず、また、８ｕ＋ｔ％を越える含有量では延性およ
び耐蝕性か損なわれる。よって、Ｚｎ含有量は３〜８田
１％とする。
Ｍ Ｅ、は強度および耐蝕性を付与する元素であり、含
有量か０．５ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られず、
また、３ｕ＋１％を越えて含有されると冷間加工性が損
なわれる。よって、Ｍｇ含有量は０．５〜３ｕ＋ｔ％と
する。
有量か０．５ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られず、
また、３ｕ＋１％を越えて含有されると冷間加工性が損
なわれる。よって、Ｍｇ含有量は０．５〜３ｕ＋ｔ％と
する。
ＣＬＩは含有量が３ｕ＋ｔ％を越えると延性、靭性が損
なわれるようになる。よって、ＣＬＩ含有量は３田１％
以下とする。
なわれるようになる。よって、ＣＬＩ含有量は３田１％
以下とする。
Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｚｒ、■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、
Ｍｎ ２．Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｒ、 Ｚｒ、 Ｖ Ｏ，５＋
＋ｒｔ％およびＴｉＯ，ＩＦｏｕｔ、％を越えて含有さ
れると鋳造時に充分な固溶か得られず、巨大化合物の発
生を“招外充分な伸びが得られない。よって、Ｍｎ含有
量は０．０５〜２、Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｒ含有量は０．０５
−０．５ａ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．０５〜０．５１１Ｉ１％
、Ｖ ０．０５〜０．５ｕ＋１％、Ｔｉ含有量は０、］
５ＩＩＩ１％以下とする。
満では後述するように微細な結晶粒が得られず、また、
Ｍｎ ２．Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｒ、 Ｚｒ、 Ｖ Ｏ，５＋
＋ｒｔ％およびＴｉＯ，ＩＦｏｕｔ、％を越えて含有さ
れると鋳造時に充分な固溶か得られず、巨大化合物の発
生を“招外充分な伸びが得られない。よって、Ｍｎ含有
量は０．０５〜２、Ｏｕ＋ｔ％、Ｃｒ含有量は０．０５
−０．５ａ＋Ｌ％、Ｚｒ ０．０５〜０．５１１Ｉ１％
、Ｖ ０．０５〜０．５ｕ＋１％、Ｔｉ含有量は０、］
５ＩＩＩ１％以下とする。
なお、不純物として、Ｆｅ ００１５ｕ＋ｔ％、Ｓｉｎ
、’１５す１％以上の含有は、Ｆｅ或いはＳｌの不溶性
の晶出物が発生して伸びの低下か著しい。
、’１５す１％以上の含有は、Ｆｅ或いはＳｌの不溶性
の晶出物が発生して伸びの低下か著しい。
次に、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舖塊は、鋳塊内に不均質に分布
する主要元素の均質化ｔ５よび熱間加工性の向上のため
に、・１００〜５５０℃の温度で充分な時間均質化熱処
理を行ない、続いて、３５０〜５ （ｌ Ｉ）’Ｃの湿
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ァイバー組織となると同時に組織内
に２’、ｎ、 ＭＦｉ、Ｃｕ等の析出物およびＭｎ、Ｃ
ｒ、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
れ超塑性伸びも大とくなる。次に、この熱間加工後に３
５ ＋１−５５０ ’Ｃの温度で０．５−２０ Ｉ−Ｔ
ｒ加熱保持してから、１００℃／ Ｉ−１ｒ以」二の
冷却速度で冷却して固溶元素の強制固溶を図る。
合金を鋳造して得られた舖塊は、鋳塊内に不均質に分布
する主要元素の均質化ｔ５よび熱間加工性の向上のため
に、・１００〜５５０℃の温度で充分な時間均質化熱処
理を行ない、続いて、３５０〜５ （ｌ Ｉ）’Ｃの湿
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ァイバー組織となると同時に組織内
に２’、ｎ、 ＭＦｉ、Ｃｕ等の析出物およびＭｎ、Ｃ
ｒ、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
れ超塑性伸びも大とくなる。次に、この熱間加工後に３
５ ＋１−５５０ ’Ｃの温度で０．５−２０ Ｉ−Ｔ
ｒ加熱保持してから、１００℃／ Ｉ−１ｒ以」二の
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１．ｉ ｒｌ ０〜５５０℃の温度で１０ｓ
ｅｃ〜Ｎ’１ｍ１ｎ間行なってもよく、この加熱保持に
よりＺ、 ｎ、Ｍｇ、は固溶され、一方、遷移元素のＭ
ｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等はＡ１と金属間化合物ＭｎＡｌ６、Ｃ
ｒ２Ｍｇ５Ａｌｉａ、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って、材料中に生成
される微細本（Ｌ組織により超塑性が得られ伸びが大た
くなる。また、この加熱保持により熱間ファイバー組ｔ
ｘｈを形成していた転位の下部組織は回復、再結晶によ
り歪エネルギーか低ｉ威され、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か１（
ｌＯ’Ｃ／Ｈｒ未７ｊらでは超塑性か得られず伸びで出
にくくなる。
鈍炉により１．ｉ ｒｌ ０〜５５０℃の温度で１０ｓ
ｅｃ〜Ｎ’１ｍ１ｎ間行なってもよく、この加熱保持に
よりＺ、 ｎ、Ｍｇ、は固溶され、一方、遷移元素のＭ
ｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等はＡ１と金属間化合物ＭｎＡｌ６、Ｃ
ｒ２Ｍｇ５Ａｌｉａ、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って、材料中に生成
される微細本（Ｌ組織により超塑性が得られ伸びが大た
くなる。また、この加熱保持により熱間ファイバー組ｔ
ｘｈを形成していた転位の下部組織は回復、再結晶によ
り歪エネルギーか低ｉ威され、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か１（
ｌＯ’Ｃ／Ｈｒ未７ｊらでは超塑性か得られず伸びで出
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
」二の加工率とする必要があり、この冷間加工に上り組
Ｍ＆が微細粒となって超塑性が行られ、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かできな
い。
」二の加工率とする必要があり、この冷間加工に上り組
Ｍ＆が微細粒となって超塑性が行られ、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かできな
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°Ｃ以下の低温軟化焼鈍と冷開加工
を１回以」１行なってもよく、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。
ない、引続き３００°Ｃ以下の低温軟化焼鈍と冷開加工
を１回以」１行なってもよく、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、冷開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。
ーを有する転位の下部組織が高密度に形成されている。
この材料を引と続き通常（’） 、 ５ Ｔ＋Ｊ１＋ｎ
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４０ （１’（：以」−）に加熱する
と、高密度の転位組織を起点としで新しい結晶粒が形成
され、従って、転位組織は高密度である程微細粒組織か
得られ超塑性となり伸びか大たくなる。しかして、一度
再結晶か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カリ［太化し、そして、この粗
大化した組織が超塑性変形を即害することになる。
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４０ （１’（：以」−）に加熱する
と、高密度の転位組織を起点としで新しい結晶粒が形成
され、従って、転位組織は高密度である程微細粒組織か
得られ超塑性となり伸びか大たくなる。しかして、一度
再結晶か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カリ［太化し、そして、この粗
大化した組織が超塑性変形を即害することになる。
従って、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、Ｃｒ２Ｍｇ５
Ａ１１ａ、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糾熾を保持
しているのである。即ち、析出物寸法が小さ過ぎたり、
析出粒子間隔が太き過ぎると転位移動阻止効果が得られ
ない。
の加熱保持により形成されたＭｎＡｌ６、Ｃｒ２Ｍｇ５
Ａ１１ａ、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糾熾を保持
しているのである。即ち、析出物寸法が小さ過ぎたり、
析出粒子間隔が太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
塑性の加工を行なってもよいが、冷間加工後、１００
’Ｃ／ Ｉ−１ｒ以上の加熱速度で加熱し、３５０〜５
５０°Ｃの温度で軟化して超塑性加工を行なってもよい
。
により製造された材料は、冷間加工したままの状態で超
塑性の加工を行なってもよいが、冷間加工後、１００
’Ｃ／ Ｉ−１ｒ以上の加熱速度で加熱し、３５０〜５
５０°Ｃの温度で軟化して超塑性加工を行なってもよい
。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法によ倉
）製造された微細粒超塑性材料は、適切な温度（通常４
００°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」二の超塑性加工を行なうことか
でとる。
）製造された微細粒超塑性材料は、適切な温度（通常４
００°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」二の超塑性加工を行なうことか
でとる。
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。
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、Ｚｎ ５．７ｕ＋
Ｌ％、Ｍ（（２，３ｗｊ％、Ｃｕ １．５ｕ＋１％、Ｃ
ｒ ０．２０すｔ％、Ｆｅ Ｏ，１，（ｂｕｔ％、Ｓｉ
Ｏ，０５ｕ＋ｔ％、残部Ａ１からなる厚さ４００ ｍ
ｍ鋳塊を４６５℃の温度で１２８ｒの均質化熱処理後、
４００℃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
、５ ＋ｎ＋ｎの材料に製遺し、５１（じＣに加熱後
、歪速度２ Ｘ １ （１−４／ｓｅｃで変形した。
Ｌ％、Ｍ（（２，３ｗｊ％、Ｃｕ １．５ｕ＋１％、Ｃ
ｒ ０．２０すｔ％、Ｆｅ Ｏ，１，（ｂｕｔ％、Ｓｉ
Ｏ，０５ｕ＋ｔ％、残部Ａ１からなる厚さ４００ ｍ
ｍ鋳塊を４６５℃の温度で１２８ｒの均質化熱処理後、
４００℃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
、５ ＋ｎ＋ｎの材料に製遺し、５１（じＣに加熱後
、歪速度２ Ｘ １ （１−４／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
に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法によるヰＡ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ｊＦ月−と格段に優れていることかわかる。
に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法によるヰＡ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ｊＦ月−と格段に優れていることかわかる。
第１表
実施例２
通常のＤＣ鋳造法によ’） ＳＪｔ造された実施例１と
同じ含有成分、成分割合の厚さ４００ ｎｏｎの鋳塊を
、４６５°Ｃの温度で１２８ｒの均質化熱処理後、／ｌ
Ｏ（’）°Ｃの熱間圧延により１２．５＋ｎｍ厚の板
に加工後、４ （１（１’Ｃの温度で１ｒｌｌＩｒの加
熱保持を実施した後、約１ ｆ’ｌ Ｏ’Ｃ／ Ｉ−１
ｒ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田０厚の材料を作製し、Ｓ １ （
１’Ｃの温度に加熱後、歪速度２ Ｘ Ｉ Ｏ−’／ｓ
ｅｅで変形した。
同じ含有成分、成分割合の厚さ４００ ｎｏｎの鋳塊を
、４６５°Ｃの温度で１２８ｒの均質化熱処理後、／ｌ
Ｏ（’）°Ｃの熱間圧延により１２．５＋ｎｍ厚の板
に加工後、４ （１（１’Ｃの温度で１ｒｌｌＩｒの加
熱保持を実施した後、約１ ｆ’ｌ Ｏ’Ｃ／ Ｉ−１
ｒ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田０厚の材料を作製し、Ｓ １ （
１’Ｃの温度に加熱後、歪速度２ Ｘ Ｉ Ｏ−’／ｓ
ｅｅ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，！’）と同等またはそれ以−１−であった。
いＮＯ，！’）と同等またはそれ以−１−であった。
第２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４． Ｏｎ ＋ｎｍの鋳塊を、４
６５°Ｃの温度で１２Ｈｒの均質化熱処理後、４０ ｒ
ｌ ℃の熱間圧延により６ 、３ ｍｍ厚の板に加工後
、４００℃の温度で１ＯＨｒの加熱保持を実施した後、
約１００°Ｃ／ Ｉ−１ｒの冷却速度で冷却後、冷間圧
延により２ 、５ ＋ｎ＋ｎの板とし、第３表に示す加
熱温度で４８ ｆ） ’Ｃの温度に加熱軟化処理後、Ｓ
１ （１’Ｃの温度で歪速度２ Ｘ １０−”／ｓｅ
ｃで変形した。
成分、成分割合の厚さ４． Ｏｎ ＋ｎｍの鋳塊を、４
６５°Ｃの温度で１２Ｈｒの均質化熱処理後、４０ ｒ
ｌ ℃の熱間圧延により６ 、３ ｍｍ厚の板に加工後
、４００℃の温度で１ＯＨｒの加熱保持を実施した後、
約１００°Ｃ／ Ｉ−１ｒの冷却速度で冷却後、冷間圧
延により２ 、５ ＋ｎ＋ｎの板とし、第３表に示す加
熱温度で４８ ｆ） ’Ｃの温度に加熱軟化処理後、Ｓ
１ （１’Ｃの温度で歪速度２ Ｘ １０−”／ｓｅ
ｃで変形した。
第３表に示すように、超塑性伸びは１００°Ｃ／１−１
ｒ以下の加熱速度のＮｏ、３に比し格段に太きことが
わかる。
ｒ以下の加熱速度のＮｏ、３に比し格段に太きことが
わかる。
第３表
以」二説明したように、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−Ｚｎ−Ｍｇ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
造することがでとるという効果がある。
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−Ｚｎ−Ｍｇ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
造することがでとるという効果がある。
Claims (3)
- （１）Ｚｎ３〜８＋ｎ１％、Ｍｎ０．５〜３１％を必須
成分として含有し、 ｅｌｌ ３ｗ１％ＶＪ１下、Ｍｎ Ｏ，０５〜２．０１
％、Ｃｒ ０００５＝０．５＋ｕｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５
−０，５ｕ＋ｔ％、＼Ｊ ０．０５〜０．５ｕ＋ｔ％、
Ｔｉ Ｏ，］５ｕ＋１％以下の中から選んだ１種または
２種１；Ｊ、 ｌ−を含有し、残部Ａ１および不純物か
らなるＡＩ Ｚｎ〜Ｍ８系合金ダ１塊を、４ （’ｌ
０〜５５０°Ｃの温度で均質化熱処理を行ない、次いで
、３５０〜５００ ’Ｃの温度で熱間加工後、３５０〜
５５０’Ｃの温度に加熱保持し、１０ （’ｌ ’Ｃ／
Ｉｌｒ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。 - （２）Ｚｎ３〜５ｕｉｔ％、Ｍｇ０．５〜３１％を必須
成分として含有し、 Ｃｕ ３ｕ＋Ｌ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−２，０ｕｒｔ
％、Ｃｒ Ｏ，０５〜０．５＋ｕｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５
〜０．５１１Ｉｔ％、Ｖ ０８０５−０．５ｕ＋Ｌ％、
Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋ｔ％以下の中から選んだ１種または
２種以」二を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡ
ｌＺｎ−Ｍｇ系合金鋳塊を、４００〜５５ （ｌ ’Ｃ
の温度で均質化熱処理を行ない、次いで、３５０〜５０
０°Ｃの温度で熱間加工後、３５０〜５５０℃の温度に
加熱保持し、１００’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３０（ｌ
’Ｃ堤、下の低温軟化焼鈍と冷間加工を１回以−に１
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）Ｚｎ３〜ｆｌｉｕ＋ｔ％、ＭｇＯ，５〜３ｗｔ％
を必須成分として含有し、 Ｃｕ ３ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５−２，Ｏｕ＋Ｌ
％、Ｃｒ ０．０５−０．５ｕ＋ｔ％、Ｚｒ ０．０５
−０．５＋ｕｔ％、Ｖ Ｏ，０５−０，５ｗＬ％、Ｔｉ
Ｏ，１５１Ｉｌｔ％以下の中から選んだ１種または２
種以」二を含有し、残部Ａ１および不純物からなるＡｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ系合金鋳塊を、４． Ｏ０〜５５０°Ｃの
温度で均質化熱処理を行ない、次いで、３５０〜５００
°Ｃ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３（）％以」二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３０
０℃以下の代温軟化焼鈍と冷間加工を１間以」１行ない
、さらに、１００°Ｃ／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 |
|---|---|---|---|
| JP19359683A JPS6086248A (ja) | 1983-10-17 | 1983-10-17 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP19359683A JPS6086248A (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 |
|---|---|
| JPS6086248A true JPS6086248A (ja) | 1985-05-15 |
| JPS6157383B2 JPS6157383B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16310582
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19359683A Granted JPS6086248A (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) | JPS6086248A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4770848A (en) * | 1987-08-17 | 1988-09-13 | Rockwell International Corporation | Grain refinement and superplastic forming of an aluminum base alloy |
| US5122196A (en) * | 1990-06-11 | 1992-06-16 | Alusuisse-Lonza Services Ltd. | Superplastic sheet metal made from an aluminum alloy |
-
1983
- 1983-10-17 JP JP19359683A patent/JPS6086248A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4770848A (en) * | 1987-08-17 | 1988-09-13 | Rockwell International Corporation | Grain refinement and superplastic forming of an aluminum base alloy |
| US5122196A (en) * | 1990-06-11 | 1992-06-16 | Alusuisse-Lonza Services Ltd. | Superplastic sheet metal made from an aluminum alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6157383B2 (ja) | 1986-12-06 |
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