JPS6086251A - 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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- Extrusion Of Metal (AREA)
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、ＡＩ Ｃｕ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、ＡＩ Ｃｕ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。
超塑性とは、ある外的条件の下で材料がくびれ（ｎｅｃ
ｋｉ＋１８）なしに、数１００−１０ｏＯ％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。
ｋｉ＋１８）なしに、数１００−１０ｏＯ％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。
一般に、高強度アルミニウム合金は、鋳造後鋳塊を４０
０〜５５０°Ｃの温度で均質化処理を行ない、次いで、
３５０〜５５０ ’Ｃの温度で熱間加工および冷間加工
を行なってかり、４．５０−５５０°Ｃ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４０〜１０’０μ
「ｎと大とくなってしまい、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。
０〜５５０°Ｃの温度で均質化処理を行ない、次いで、
３５０〜５５０ ’Ｃの温度で熱間加工および冷間加工
を行なってかり、４．５０−５５０°Ｃ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４０〜１０’０μ
「ｎと大とくなってしまい、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。
本発明は」−記に説明したように、１１ままでは、ＡＩ
Ｃｕ系の高強度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。
Ｃｕ系の高強度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。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法は、（
１）Ｃｕ２〜７ｗｔ％を必須成分とし、−２，５＋ｕｔ
％ｌ；Ｊ、下、５ｉ２ｕ＋１％以下、Ｍｎ Ｏ，０５〜
２．０ｗｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−２，Ｏｕ＋１％、Ｚｒ
Ｏ，０５−０，５ｗＬ％、■０．０５〜０．５社％、
Ｔｉ ０ｊ５ＩＩＩｔ％１ｊノ、下の中から選んだ１種
または２種籾−１−を含有し、残部Ａ１および不純物か
らなるへｌ’ｃｕ系合金ダ１塊を、４００〜５ 、’ｒ
（’ｌ ”Ｃの温度にす３いて均質化熱処理を行なり
・、次いで、３５ ｆ’１〜５０ ｆ’ｌ ’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 ’Ｃの温度で（）、５〜］（’１ｌｌｒ行ない
、次に、第２回の加熱温度まで冷却し３５ ｆ−）〜−
１，”） ｆ’ｌ ’Ｃの？１品度で（）、５〜Ｓ ｆ
’） ｌＬｒの第２回の加熱保持を行ない、３ （’ｌ
’Ｃ／ ｌ−（ｒ以」二の冷ｊ’、ｌｌ）！度で冷却
してか転生なくとも３（）％以１〕の冷間加工を行なう
ことを１、テ徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方
法な第１の発明とし、（２）Ｃｕ２〜７ｗｔ％％を必須
成分とし、Ｎ旬２．５社％ｌ；Ｊ、下、Ｓｉ２＋ＩＩＬ
％以下、Ｍｎ Ｏ，０５〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ ００
０５−０．５＋ｌｌｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋
ｔ％、＼’ ０．０５〜０．５１％、Ｔｉ０．１５田１
％Ｖノ、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Ａ ’ｌ ’Ｃｕ系合
金鋳塊を１．１００〜５５（’ｌ’ｃの温度において均
質化熱処理を行ない、次いで、３５Ｃ）〜５００′Ｃの
温度で熱間加工を行なった後、第１回の加熱保持を４５
０〜５ Ｓ １）’Ｃの温度で０．５−１０１−１ｒ行
ない、次に、第２回の加熱溜４度主で冷却し、３５く）
〜４５０°Ｃの温度で（１、５〜５０１−１ｒの第２回
の加熱保持を行ない、３ ｆ’ｌ ’Ｃ／ Ｈｒ以」二
の冷却速度で冷火１してから、２０〜６０％の冷間加工
を行ない、続いて３０ （１’ＣＩ；Ｊ、下の低温焼鈍
と冷間加工を１回以」−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）
Ｃｕ２〜７ｗｔ％を必須成分とし、Ｎへｇ ２．’５ｕ
＋ｔ％以下、５ｉ２Ｉｌｌｔ％以下、Ｍｎ ０．０５−
０．５＋ｎ１％、Ｃｒ ０００５−０．５＋ｕｔ％、Ｚ
ｒ０．０５〜０．５１ｕＬ％、Ｖ Ｏ，０５〜０．５１
％、Ｔｉ ０．１５ｗｔ％１す下の中から選んだ１種ま
たは２押収」二を含有し、残部Ａ）および不純物からな
るＡＩ−ＣＬＩ系合金鋳塊を、４ ｆ’ｌ （’ｌ〜５
５０ ’Ｃの温度において均質化熱処理を行ない、次い
で、３５０〜Ｓ Ｏ（１’Ｃの温度で熱間加工を行なっ
た後、第１回の加熱保持を４’５ｒｌ−５５（１’Ｃの
温度でｒｌ、５−１ ｒ）Ｈｒ行ない、次に、第２回の
加熱温度まで冷ノ、口し、３５０−４．５ ＋１°Ｃの
温度で゛（１，５−５０１−１ｒのｆｉＳ２回の加熱保
持を行ない、３（じＣ／Ｈｒの冷却速度で冷却してか転
生なくとも３０％以−に以上の冷間加工を行なうが、或
いは、２０〜６０％の冷冷間加工を行ない、続いて３＋
）ｒ）’Ｃ以下の低温軟化焼鈍と冷間加工を１回収」１
行ない、さらに、１００℃／１−１ｒ以」二の加熱速度
で３５０〜５５０’Ｃの温度にて軟化処理を行なうこと
を特徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方法を第３
の発明とする３つの発明よりなるものである。
１）Ｃｕ２〜７ｗｔ％を必須成分とし、−２，５＋ｕｔ
％ｌ；Ｊ、下、５ｉ２ｕ＋１％以下、Ｍｎ Ｏ，０５〜
２．０ｗｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−２，Ｏｕ＋１％、Ｚｒ
Ｏ，０５−０，５ｗＬ％、■０．０５〜０．５社％、
Ｔｉ ０ｊ５ＩＩＩｔ％１ｊノ、下の中から選んだ１種
または２種籾−１−を含有し、残部Ａ１および不純物か
らなるへｌ’ｃｕ系合金ダ１塊を、４００〜５ 、’ｒ
（’ｌ ”Ｃの温度にす３いて均質化熱処理を行なり
・、次いで、３５ ｆ’１〜５０ ｆ’ｌ ’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 ’Ｃの温度で（）、５〜］（’１ｌｌｒ行ない
、次に、第２回の加熱温度まで冷却し３５ ｆ−）〜−
１，”） ｆ’ｌ ’Ｃの？１品度で（）、５〜Ｓ ｆ
’） ｌＬｒの第２回の加熱保持を行ない、３ （’ｌ
’Ｃ／ ｌ−（ｒ以」二の冷ｊ’、ｌｌ）！度で冷却
してか転生なくとも３（）％以１〕の冷間加工を行なう
ことを１、テ徴とする超塑性アルミニウム合金の製造方
法な第１の発明とし、（２）Ｃｕ２〜７ｗｔ％％を必須
成分とし、Ｎ旬２．５社％ｌ；Ｊ、下、Ｓｉ２＋ＩＩＬ
％以下、Ｍｎ Ｏ，０５〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｃｒ ００
０５−０．５＋ｌｌｔ％、Ｚｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋
ｔ％、＼’ ０．０５〜０．５１％、Ｔｉ０．１５田１
％Ｖノ、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Ａ ’ｌ ’Ｃｕ系合
金鋳塊を１．１００〜５５（’ｌ’ｃの温度において均
質化熱処理を行ない、次いで、３５Ｃ）〜５００′Ｃの
温度で熱間加工を行なった後、第１回の加熱保持を４５
０〜５ Ｓ １）’Ｃの温度で０．５−１０１−１ｒ行
ない、次に、第２回の加熱溜４度主で冷却し、３５く）
〜４５０°Ｃの温度で（１、５〜５０１−１ｒの第２回
の加熱保持を行ない、３ ｆ’ｌ ’Ｃ／ Ｈｒ以」二
の冷却速度で冷火１してから、２０〜６０％の冷間加工
を行ない、続いて３０ （１’ＣＩ；Ｊ、下の低温焼鈍
と冷間加工を１回以」−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）
Ｃｕ２〜７ｗｔ％を必須成分とし、Ｎへｇ ２．’５ｕ
＋ｔ％以下、５ｉ２Ｉｌｌｔ％以下、Ｍｎ ０．０５−
０．５＋ｎ１％、Ｃｒ ０００５−０．５＋ｕｔ％、Ｚ
ｒ０．０５〜０．５１ｕＬ％、Ｖ Ｏ，０５〜０．５１
％、Ｔｉ ０．１５ｗｔ％１す下の中から選んだ１種ま
たは２押収」二を含有し、残部Ａ）および不純物からな
るＡＩ−ＣＬＩ系合金鋳塊を、４ ｆ’ｌ （’ｌ〜５
５０ ’Ｃの温度において均質化熱処理を行ない、次い
で、３５０〜Ｓ Ｏ（１’Ｃの温度で熱間加工を行なっ
た後、第１回の加熱保持を４’５ｒｌ−５５（１’Ｃの
温度でｒｌ、５−１ ｒ）Ｈｒ行ない、次に、第２回の
加熱温度まで冷ノ、口し、３５０−４．５ ＋１°Ｃの
温度で゛（１，５−５０１−１ｒのｆｉＳ２回の加熱保
持を行ない、３（じＣ／Ｈｒの冷却速度で冷却してか転
生なくとも３０％以−に以上の冷間加工を行なうが、或
いは、２０〜６０％の冷冷間加工を行ない、続いて３＋
）ｒ）’Ｃ以下の低温軟化焼鈍と冷間加工を１回収」１
行ない、さらに、１００℃／１−１ｒ以」二の加熱速度
で３５０〜５５０’Ｃの温度にて軟化処理を行なうこと
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。
Ｃｕは含有量が２ｕ＋１％未満では充分な強度が得られ
ず、また、７＋Ｉ１１％を越える含有量では伸びの低下
が著しい。よって、Ｃｕ含有量は２〜７ｕ＋Ｌ％とする
。
ず、また、７＋Ｉ１１％を越える含有量では伸びの低下
が著しい。よって、Ｃｕ含有量は２〜７ｕ＋Ｌ％とする
。
Ｍｇは２．５＋ｕｔ％を越える含有量では伸びが著しく
減少する。よって、Ｍａ含有量は２．５ｕｕｔ％以下と
する。
減少する。よって、Ｍａ含有量は２．５ｕｕｔ％以下と
する。
Ｍｎ、 Ｃｒ、Ｚｒ５Ｖは夫’ｚ Ｏ，０５ｕ＋１％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 、Ｃｒ、 Ｚｒ、■が夫々０．５ ＋ｕ１％およ
びＴ１０、］５＋ｕｔ％を越えで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、Ｍｎ含有量は０．０５〜０
．５＋＋＋ｔ％、Ｃｒ含有量は０．０５−０．５ｕ＋Ｌ
％、Ｚｒ ０００５〜０．５＋ＩＩＬ％、Ｖ Ｏ，０５
〜０，５ｕ＋Ｌ％、Ｔｉ ０．１５ｗｔ％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 、Ｃｒ、 Ｚｒ、■が夫々０．５ ＋ｕ１％およ
びＴ１０、］５＋ｕｔ％を越えで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、Ｍｎ含有量は０．０５〜０
．５＋＋＋ｔ％、Ｃｒ含有量は０．０５−０．５ｕ＋Ｌ
％、Ｚｒ ０００５〜０．５＋ＩＩＬ％、Ｖ Ｏ，０５
〜０，５ｕ＋Ｌ％、Ｔｉ ０．１５ｗｔ％以下とする。
なお、不純物として含有されることがあるＦｃは含有ｙ
５がＯ，１５ｗ１％を越えると不溶性の品出物が発生し
て伸びの低下が著しくなる。よって、Ｆｅの含有量は０
．１５す１％以下とする。
５がＯ，１５ｗ１％を越えると不溶性の品出物が発生し
て伸びの低下が著しくなる。よって、Ｆｅの含有量は０
．１５す１％以下とする。
次に、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１．１． Ｏｆ）〜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、３５０〜５０（
１’Ｃの温度で熱間加工を行なって所定の板ｐ７まで加
工し、ＪｌｌいｖＩ造組織は熱間ファイバー絹わ＆とな
ると同時に組織内にＺｎ、Ｎ１８、ＣＬＩ等の析出物お
よびＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、＼゛、Ｔｉ笠の遷移元素の一部
か部分析出する。さらに、熱間加工後、３０％以−にの
冷間加Ｔを行なうとよ１） １ｆｉｌｌｌｌな結晶寧（
Ｉかイ：１−られ超Ｗｊ性伸びも大きくなる。
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１．１． Ｏｆ）〜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、３５０〜５０（
１’Ｃの温度で熱間加工を行なって所定の板ｐ７まで加
工し、ＪｌｌいｖＩ造組織は熱間ファイバー絹わ＆とな
ると同時に組織内にＺｎ、Ｎ１８、ＣＬＩ等の析出物お
よびＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、＼゛、Ｔｉ笠の遷移元素の一部
か部分析出する。さらに、熱間加工後、３０％以−にの
冷間加Ｔを行なうとよ１） １ｆｉｌｌｌｌな結晶寧（
Ｉかイ：１−られ超Ｗｊ性伸びも大きくなる。
この熱間加］二された材料は４．５０〜５５ｒｌ’Ｃの
温度で０．５〜Ｈ）ｌ（ｒ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、３５０−４
．５ ｆ’１°Ｃの温度で０．５−５００ｒの第２回の
加熱保持を行ない、３（’） ’Ｃ／ Ｈｒ以」二の冷
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。
温度で０．５〜Ｈ）ｌ（ｒ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、３５０−４
．５ ｆ’１°Ｃの温度で０．５−５００ｒの第２回の
加熱保持を行ない、３（’） ’Ｃ／ Ｈｒ以」二の冷
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
の加熱保持にょｌ）ｌ移元素Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等とＡ１
との金属間化合物Ｍ ｎ Ａ １３、Ｃｒ２Ｍｇ３Ａｔ
、、、ＺｒＡｌ３等が析出し、次の冷開加工後のＭｉ塑
性温度域での加熱によって材料中に生成される微細ネ４
絹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
の加熱保持にょｌ）ｌ移元素Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等とＡ１
との金属間化合物Ｍ ｎ Ａ １３、Ｃｒ２Ｍｇ３Ａｔ
、、、ＺｒＡｌ３等が析出し、次の冷開加工後のＭｉ塑
性温度域での加熱によって材料中に生成される微細ネ４
絹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Ｃｕ、Ｍｇ等とＡ１との高温時効析出物が形成
されるために、加熱保持後の冷ノ：Ｏ速度も３０℃／
Ｈｒと遅くなっても良く、製造がより容易となり、がっ
、冷開加］：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
のがイ：１られる。この加熱保持により熱間ファイバー
釦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か導入
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Ｃｕ、Ｍｇ等とＡ１との高温時効析出物が形成
されるために、加熱保持後の冷ノ：Ｏ速度も３０℃／
Ｈｒと遅くなっても良く、製造がより容易となり、がっ
、冷開加］：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
のがイ：１られる。この加熱保持により熱間ファイバー
釦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か導入
され易くなる。
この加熱保持後の冷却速度は３ （’、ｌ ’Ｃ／ Ｈ
ｒ末？！／ｉになると超塑性伸びか摺られにくくなる。
ｒ末？！／ｉになると超塑性伸びか摺られにくくなる。
冷却後、少なくとも３０％以」二の冷間加工を行なうの
であるか、３０％未満の加工率では充分微Ａ：ｌｌｌな
結晶粒か摺られない。
であるか、３０％未満の加工率では充分微Ａ：ｌｌｌな
結晶粒か摺られない。
また、２０〜６０％の冷間加工とこれに続く３Ｑ （１
’Ｃ以下の低ｌ罎欣化焼鈍と冷間加工とを１回置」−行
なうこともでき、この低温焼鈍を尋人することにより結
晶粒はさらに微細化される。
’Ｃ以下の低ｌ罎欣化焼鈍と冷間加工とを１回置」−行
なうこともでき、この低温焼鈍を尋人することにより結
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１！１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（１、５Ｔｍｉ Ｔａｎは材料の融点（絶対
温度） ｌ ｌ゛Ｊ、上の超塑性温度域（アルミニウム
合金では４ ｏ ｆ’ｌ ’Ｃ以」二）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、ａ細粒組織が得られ超塑
性伸びが大トくなる。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。
を１！１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（１、５Ｔｍｉ Ｔａｎは材料の融点（絶対
温度） ｌ ｌ゛Ｊ、上の超塑性温度域（アルミニウム
合金では４ ｏ ｆ’ｌ ’Ｃ以」二）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、ａ細粒組織が得られ超塑
性伸びが大トくなる。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
ｎ Ａ ｌ ６、Ｃｒ２Ｍｇ５Ａ１１Ｂ、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
移動を阻市し、徽細粒糾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、粒子間隔が大ト過ぎる
と転位移動１（（１止効果が９ｉＬ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
ｎ Ａ ｌ ６、Ｃｒ２Ｍｇ５Ａ１１Ｂ、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
移動を阻市し、徽細粒糾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、粒子間隔が大ト過ぎる
と転位移動１（（１止効果が９ｉＬ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
よいか、ｌ ｆ）ｆ’ｌ ’Ｃ／ ｌｌｒ以−にの加熱
速度で加熱し、３５０〜５５ ｆ）’Ｃの温度で加熱軟
化処理を行なってから超塑性温度域を行なうこともでべ
ろ。
においては、冷間加工のままの材料を超塑性加工しても
よいか、ｌ ｆ）ｆ’ｌ ’Ｃ／ ｌｌｒ以−にの加熱
速度で加熱し、３５０〜５５ ｆ）’Ｃの温度で加熱軟
化処理を行なってから超塑性温度域を行なうこともでべ
ろ。
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」二）において、くびれ（局所伸び）が発生
することなく ５ ｆ’ｌ Ｏ％以−にの超塑性伸びが
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℃以」二）において、くびれ（局所伸び）が発生
することなく ５ ｆ’ｌ Ｏ％以−にの超塑性伸びが
得られる。
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Ｉ
Ｃｕ ４．５ｗ１％、 Ｍｇ １，５ｕ＋１％、 Ｍｎ
Ｏ；６ｕ＋Ｉ％、 ＦｅＯ，ＩＯ＋ｕ１％残部ノ＼１
（合金１）オ）よびＣＬ１６．３田１％、Ｍｎ Ｏ，３
ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，］５ｗＬ％、＼’ ０．ＩＯ＋ｕ
１％、Ｔｉ０１０６残部Ａ巨介金２）よりなる鋳塊（厚
３４． Ｏｆｉ ＋１１ｍ）を通常のＤＣ鋳造法により
鋳造後１，１９０°Ｃの温度で１２Ｈｒ均質化熱処理後
、・１２０°Ｃの温度で熱間圧延を行なって６ 、３
ｍｍ厚の板と腰 ５２０°Ｃの温度で３Ｈｒおよび４５
０°Ｃの温度で１２）−１ｒのの加熱保持を行ない、約
］ （１０’Ｃ／ Ｉ−１ｒの冷却速度で冷却し、冷開
圧延によ’１２ 、５１１１１１１厚の板（冷間加工率
６０％）を作製し、・１７５℃で歪速度ＩＸ ］ （’
、１−’ ／ ＳｅＣで変形した。
Ｏ；６ｕ＋Ｉ％、 ＦｅＯ，ＩＯ＋ｕ１％残部ノ＼１
（合金１）オ）よびＣＬ１６．３田１％、Ｍｎ Ｏ，３
ｕ＋ｔ％、Ｚｒ Ｏ，］５ｗＬ％、＼’ ０．ＩＯ＋ｕ
１％、Ｔｉ０１０６残部Ａ巨介金２）よりなる鋳塊（厚
３４． Ｏｆｉ ＋１１ｍ）を通常のＤＣ鋳造法により
鋳造後１，１９０°Ｃの温度で１２Ｈｒ均質化熱処理後
、・１２０°Ｃの温度で熱間圧延を行なって６ 、３
ｍｍ厚の板と腰 ５２０°Ｃの温度で３Ｈｒおよび４５
０°Ｃの温度で１２）−１ｒのの加熱保持を行ない、約
］ （１０’Ｃ／ Ｉ−１ｒの冷却速度で冷却し、冷開
圧延によ’１２ 、５１１１１１１厚の板（冷間加工率
６０％）を作製し、・１７５℃で歪速度ＩＸ ］ （’
、１−’ ／ 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」二にもなっている。
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」二にもなっている。
第１表
実施例２
通常のｌ）Ｃ鋳造法で鋳造しｒこ実施例１の合金２（厚
さ４ （ｌ Ｏｍｍ）を、４９０°Ｃの温度で１２１−
（ｒの均質化熱処理後、４２ ｆ’） ℃の熱■ｌ圧延
により厚さ１２．５＋ｎｍの板に加工し、５２０ ’Ｃ
の温度で３１−ｆ ｒおよび、ｉ ５ （１℃の温度で
］ＯＨｒの加熱保持を行ない、約４００ ’Ｃ／ ｌ−
１ｒの冷却速度で冷却し、第２表に示す冷間圧延および
低温軟化焼鈍によ１）厚さ２ 、５ ｖａの材料を作製
し１．４７５°Ｃに加熱後、歪速度１×１０−３／ｓｅ
ｃで変形した。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超塑性伸びが、低温軟
化焼鈍を行なわないものに比して格段に優れていること
がわかる。
さ４ （ｌ Ｏｍｍ）を、４９０°Ｃの温度で１２１−
（ｒの均質化熱処理後、４２ ｆ’） ℃の熱■ｌ圧延
により厚さ１２．５＋ｎｍの板に加工し、５２０ ’Ｃ
の温度で３１−ｆ ｒおよび、ｉ ５ （１℃の温度で
］ＯＨｒの加熱保持を行ない、約４００ ’Ｃ／ ｌ−
１ｒの冷却速度で冷却し、第２表に示す冷間圧延および
低温軟化焼鈍によ１）厚さ２ 、５ ｖａの材料を作製
し１．４７５°Ｃに加熱後、歪速度１×１０−３／ｓｅ
ｃで変形した。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超塑性伸びが、低温軟
化焼鈍を行なわないものに比して格段に優れていること
がわかる。
第 ２ 表
実施例３
通常のＤＣＪ＋造法により鋳造した実施例１の合金２（
厚さ４． Ｏｆ） ｍｌｌ＋）を、ｉ ９ ｆ’） ’
Ｃの温度で１２Ｔ−１ｒの均質化処理後、４２０℃の温
度で熱間圧延を行なって厚さ６．３ ｍａｎの板に加工
し ５２０ ’Ｃで３ｌ−Ｉｓおよび＝１ｓｔ）’Ｃの
温度で１０８ｒの加熱保持を行なった後、約１ ｆ’ｌ
ｆ’、ｌ ’Ｃ／ Ｉ−１ｒの冷却速度で冷却後、冷
間圧延で２ 、５ ｍａｎ厚の板に加工し、第３表に示
す加熱速度で・１７５°Ｃの温度つ加熱軟化処理を行な
い、４７５°Ｃの温度で歪速度＋Ｘ１ｎ−’で変形をし
た。
厚さ４． Ｏｆ） ｍｌｌ＋）を、ｉ ９ ｆ’） ’
Ｃの温度で１２Ｔ−１ｒの均質化処理後、４２０℃の温
度で熱間圧延を行なって厚さ６．３ ｍａｎの板に加工
し ５２０ ’Ｃで３ｌ−Ｉｓおよび＝１ｓｔ）’Ｃの
温度で１０８ｒの加熱保持を行なった後、約１ ｆ’ｌ
ｆ’、ｌ ’Ｃ／ Ｉ−１ｒの冷却速度で冷却後、冷
間圧延で２ 、５ ｍａｎ厚の板に加工し、第３表に示
す加熱速度で・１７５°Ｃの温度つ加熱軟化処理を行な
い、４７５°Ｃの温度で歪速度＋Ｘ１ｎ−’で変形をし
た。
第３表
本発明に係る超塑性アルミニ・ンム合金の製造方法にｔ
；ける加熱速度か１００°Ｃ／Ｈｒ以下である合金３で
は超塑性伸びが約１／２以下となっている。
；ける加熱速度か１００°Ｃ／Ｈｒ以下である合金３で
は超塑性伸びが約１／２以下となっている。
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、適切な温度においてくびれ（ｎｅｃｋｉｎｇ）の局
所伸び等がない、優れた超塑性伸びを有する材料が得ら
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か
ら、適切な温度においてくびれ（ｎｅｃｋｉｎｇ）の局
所伸び等がない、優れた超塑性伸びを有する材料が得ら
れるという効果がある。
Claims (3)
- （１）ＣＬ１２〜７田１％を必須成分とし、Ｍｇ ２．
５ｕ＋１％以下、Ｓｉ２＋ｕｔ％以下、Ｍｎ Ｏ，０５
−０，Ｆｏｕｊ％、Ｃｒ Ｏ，０５−２，Ｏｕ＋ｔ％、
Ｚｒ ０．０５−０．５ｕ＋ｔ％、Ｖ Ｏ，０５−０，
５＋ｕｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋１％以下 の中から選んだ１種または２種以−にを含有し、残部Ａ
１および不純物からなるＡｌ−Ｃｕ系合金鋳塊を、４０
０〜５５ ｆ’ｌ ”Ｃの温度において均質化熱処理を
行ない、次いで、３５０〜５ｎｏ’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Ｑ、 ５−１０１−［ｒ行ない、次に、１２回の
加熱温度まで冷却上３５０〜、ｉ ５ ＋）’Ｃの温度
で（１，５−５０１−１ｒの第２回の加熱保持を行ない
、３０°Ｃ／Ｈｒ以−１−の冷却速度で冷却してから、
少なくとも３（）％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）Ｃｕ２〜７ｕ＋ｔ％を必須成分とし、Ｍｇ ２，
５ｕ＋ｔ％以下、５ｉ２ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ ０．０５
−０．５ｉｕｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−０，５ｕ＋ｔ％、
Ｚｒ ０．０５−０．５ｕ＋ｔ％、＼Ｉ Ｏ，０５−０
，５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋ｔ％以下 の中から選んだ１種または２挿具−トを含有し、残部Ａ
１および不純物からなるＡＩ−ＣＬＩ系合金鋳塊を、４
． ＯＯ〜５５０’Ｃの温度において均質化熱処理を行
ない、次いで、３５０〜５００°Ｃの温度で熱間加工を
行なった後、１１回の加熱保持を４、５０−５５０°Ｃ
の温度で０．５−１０８ｒ行ない、次に、第２回の加熱
温度主で冷却し、３５０〜４５０℃の温度で０．５〜５
０Ｈｒ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てから、２０〜６０％の冷間加工
を行ない、続いて３００℃以下の低温焼鈍と冷間加工を
１回以」二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）Ｃｕ ２−７ｕ＋ｔ％を必須成分とし、Ｍｇ２．
５１％以下、５ｉ２ｕ＋ｔ％以下、Ｍｎ ０１０５−０
．５＋ｕｔ％、Ｃｒ Ｏ，０５−２，Ｏｕ＋１％、Ｚｒ
０．０５−０．５ｕｊｊ％、Ｖ ０６０５−０．５ｕ
＋ｔ％、Ｔｉ Ｏ，１５ｕ＋Ｌ％以下 の中から選んだ１種または２種１？月二を含有し、残音
）＜Ａ＋および不純物からなるＡｔ Ｃｕ系合金Ｑ塊を
、４０Ｃ）〜５５（’）”Ｃの温度において均質化熱処
理を行ない、次いで、３５０〜５００°Ｃの温度で熱間
加工を行なった後、第１回の加熱保持を〜１５０− Ｓ
５ｆ’、） ’Ｃの温度で０．５−１（１１−１ｒ行
なり）、次に、第２回の加熱温度まで冷却し、３５０〜
．１５ ｆ’ｌ ’Ｃの温度でＱ、５−５ｏｌ−Ｉｒの
第２回の加熱保持を行ない、３０”Ｃ／Ｈ「す、４〕の
冷却速度で冷却してから、少なくとも３０％以］二の冷
間加工を行なうか、或いは、２０〜６０％の冷冷間加工
を行ない、続いて３０ （１’Ｃ以下の低温軟化焼鈍と
冷間加工を１回１月−行ない、さらに、１００°Ｃ／１
−１ ｒ以−ヒの加熱速度で３５０〜５５０°Ｃの温度
にて軟化処理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。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19359983A JPS6086251A (ja) | 1983-10-17 | 1983-10-17 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
| US06/660,126 US4618382A (en) | 1983-10-17 | 1984-10-12 | Superplastic aluminium alloy sheets |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19359983A JPS6086251A (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 |
|---|---|
| JPS6086251A true JPS6086251A (ja) | 1985-05-15 |
| JPS6157387B2 JPS6157387B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16310629
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19359983A Granted JPS6086251A (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) | JPS6086251A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105624493A (zh) * | 2016-03-18 | 2016-06-01 | 中国科学院长春应用化学研究所 | 一种耐热Al-Cu-Mg系铝合金 |
-
1983
- 1983-10-17 JP JP19359983A patent/JPS6086251A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105624493A (zh) * | 2016-03-18 | 2016-06-01 | 中国科学院长春应用化学研究所 | 一种耐热Al-Cu-Mg系铝合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6157387B2 (ja) | 1986-12-06 |
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