JPS6157384B2 - - Google Patents
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- JPS6157384B2 JPS6157384B2 JP19359883A JP19359883A JPS6157384B2 JP S6157384 B2 JPS6157384 B2 JP S6157384B2 JP 19359883 A JP19359883 A JP 19359883A JP 19359883 A JP19359883 A JP 19359883A JP S6157384 B2 JPS6157384 B2 JP S6157384B2
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Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
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。 超塑性とは、ある外的条件の下で材料がくびれ
（neking）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。 一般に、高強度アルミニウム合金は、鋳造後鋳
塊を400〜550℃の温度で均質化処理を行ない、次
いで、350〜550℃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のであ
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。 本発明は上記に説明したように、いままでは、
Al−Zn−Mg系の高強度アルミニウム合金では困
難であつた微細粒組識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)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％を必須成分
とし、Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、Cr0.05
〜2.0wt％、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
−Zn−Mg系合金鋳塊を、400〜550℃の温度にお
いて均質化熱処理を行ない、次いで、350〜500℃
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てから、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)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％を必須成
分とし、Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、
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−Zn−Mg系合金鋳塊を、400〜550℃の
温度において均質化熱処理を行ない、次いで、
350〜500℃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)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt
％を必須成分とし、Cu3wt％以下、Mn0.05〜
2.0wt％、Cr0.05〜2.0wt％、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−Zn−Mg系合金鋳塊を、400
〜550℃の温度において均質化熱処理を行ない、
次いで、350〜500℃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
却してから、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以上の速
度で350〜550℃の温度で加熱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。 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。 Znは含有量が3wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、8wt％を超える含有量では延性、耐
蝕性が損なわれる。よつて、Zn含有量は３〜8wt
％とする。 Mgは0.5wt％未満では充分な強度が得られず、
また、3wt％を越える含有量では冷間加工性が損
なわれる。よつて、Mg含有量は0.5〜3wt％とす
る。 Cuは3wt％を越えて含有されると延性、靭性が
損なわれる。よつて、Cu含有量は3wt％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、
Mn2.0wt％、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含有量は０・
05〜2.0wt％、Cr含有量は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、Si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およびSiの含有量は夫々0.15wt％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、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、350〜500℃の温度で熱間加工を行なつて所定
の板厚まで加工し、粗い鋳造組識は熱間フアイバ
ー組識となると同時に組識内にZn、Mg、Cu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回の加熱保持により遷移元素Mn、
Cr、Zr等とAlとの金属間化合物MnAl6、
Cr2Mg3Al18、ZrAl3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Zn、Mg、Cu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℃/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0.5Tm｛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
出物の寸法を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。 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Zn5.7wt％、
Mg2.3wt％、Cu1.5wt％、Cr0.20wt％、Fe0.10wt
％、Si0.05wt％残部Alよりなる鋳塊（厚さ400
mm）を465℃の温度で12Hr均質化熱処理後、400
℃の温度で冷間圧延を行なつて４〜６mm厚の板と
し、第１表に示す工程で最終板厚2.5mm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６
倍にも達するものがある。
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。 超塑性とは、ある外的条件の下で材料がくびれ
（neking）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。 一般に、高強度アルミニウム合金は、鋳造後鋳
塊を400〜550℃の温度で均質化処理を行ない、次
いで、350〜550℃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のであ
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。 本発明は上記に説明したように、いままでは、
Al−Zn−Mg系の高強度アルミニウム合金では困
難であつた微細粒組識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)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％を必須成分
とし、Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、Cr0.05
〜2.0wt％、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
−Zn−Mg系合金鋳塊を、400〜550℃の温度にお
いて均質化熱処理を行ない、次いで、350〜500℃
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てから、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)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％を必須成
分とし、Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、
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−Zn−Mg系合金鋳塊を、400〜550℃の
温度において均質化熱処理を行ない、次いで、
350〜500℃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)Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt
％を必須成分とし、Cu3wt％以下、Mn0.05〜
2.0wt％、Cr0.05〜2.0wt％、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−Zn−Mg系合金鋳塊を、400
〜550℃の温度において均質化熱処理を行ない、
次いで、350〜500℃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
却してから、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以上の速
度で350〜550℃の温度で加熱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。 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。 Znは含有量が3wt％未満では充分な強度が得ら
れず、また、8wt％を超える含有量では延性、耐
蝕性が損なわれる。よつて、Zn含有量は３〜8wt
％とする。 Mgは0.5wt％未満では充分な強度が得られず、
また、3wt％を越える含有量では冷間加工性が損
なわれる。よつて、Mg含有量は0.5〜3wt％とす
る。 Cuは3wt％を越えて含有されると延性、靭性が
損なわれる。よつて、Cu含有量は3wt％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、
Mn2.0wt％、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含有量は０・
05〜2.0wt％、Cr含有量は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、Si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およびSiの含有量は夫々0.15wt％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、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、350〜500℃の温度で熱間加工を行なつて所定
の板厚まで加工し、粗い鋳造組識は熱間フアイバ
ー組識となると同時に組識内にZn、Mg、Cu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回の加熱保持により遷移元素Mn、
Cr、Zr等とAlとの金属間化合物MnAl6、
Cr2Mg3Al18、ZrAl3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Zn、Mg、Cu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℃/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0.5Tm｛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
出物の寸法を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。 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Zn5.7wt％、
Mg2.3wt％、Cu1.5wt％、Cr0.20wt％、Fe0.10wt
％、Si0.05wt％残部Alよりなる鋳塊（厚さ400
mm）を465℃の温度で12Hr均質化熱処理後、400
℃の温度で冷間圧延を行なつて４〜６mm厚の板と
し、第１表に示す工程で最終板厚2.5mm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６
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均質化
熱処理後、400℃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均質化
熱処理後、400℃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℃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2.5
mm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℃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2.5
mm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】
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、
500％以上の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、
500％以上の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 Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％、 を必須成分とし、 Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、 Cr0.05〜2.0wt％、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−Zn−Mg系合金鋳
塊を、400〜550℃の温度において均質化熱処理を
行ない、次いで、350〜500℃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
度で冷却してから、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 Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％、 を必須成分とし、 Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、 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−Zn−Mg系合金鋳
塊を、400〜550℃の温度において均質化熱処理を
行ない、次いで、350〜500℃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 Zn3〜8wt％、Mg0.5〜3wt％、 を必須成分とし、 Cu3wt％以下、Mn0.05〜2.0wt％、 Cr0.05〜2.0wt％、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−Zn−Mg系合金鋳
塊を、400〜550℃の温度において均質化熱処理を
行ない、次いで、350〜500℃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
度で冷却してから、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
速度で350〜550℃の温度で加熱軟化処理を行なう
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 |
|---|---|---|---|
| JP19359883A JPS6086249A (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 |
|---|---|---|---|
| JP19359883A JPS6086249A (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 |
|---|---|
| JPS6086249A JPS6086249A (ja) | 1985-05-15 |
| JPS6157384B2 true JPS6157384B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16310616
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19359883A Granted JPS6086249A (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) | JPS6086249A (ja) |
Families Citing this family (4)
| 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 |
| JP2013542319A (ja) * | 2010-09-08 | 2013-11-21 | アルコア インコーポレイテッド | 改良された７ｘｘｘアルミニウム合金及びその製造方法 |
| EP3730639A4 (en) * | 2017-12-22 | 2021-07-28 | NHK Spring Co., Ltd. | ALUMINUM ALLOY, ALUMINUM ALLOY SPRING AND ALUMINUM ALLOY FIXING ELEMENT |
| CN121023325B (zh) * | 2025-10-28 | 2026-02-03 | 江苏大学 | 一种适用于搅拌摩擦增材制造的高强Al-Zn-Mg-Cu-Mn合金及其成形工艺 |
-
1983
- 1983-10-17 JP JP19359883A patent/JPS6086249A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6086249A (ja) | 1985-05-15 |
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