JPS62225B2 - - Google Patents
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- JPS62225B2 JPS62225B2 JP9417784A JP9417784A JPS62225B2 JP S62225 B2 JPS62225 B2 JP S62225B2 JP 9417784 A JP9417784 A JP 9417784A JP 9417784 A JP9417784 A JP 9417784A JP S62225 B2 JPS62225 B2 JP S62225B2
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Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
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―Mg系の超塑性アル
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（necking）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。 〔従来技術〕 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微細に制御することが
必須である。 また、一般にAl―Mg系アルミニウム合金は、
鋳造後鋳塊を400〜550℃の温度で均質化熱処理を
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つて、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
30〜100μｍと大きくなつてしまい、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きない。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明は上記に説明したように、いままでは、
Al―Mg系のアルミニウム合金では困難であつた
微細結晶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。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方
法は、 (1) Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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Al―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、300〜550℃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た後、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) Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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―
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、300〜550℃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
法を第２の発明とし、 (3) Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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―
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、300〜550℃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℃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。 先ず、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の
製造方法において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2wt％未満では充分な強度が得られず、
また、7wt％を越えて含有される熱間加工性が著
しく低下する。よつて、Mg含有量は２〜7wt％
とする。 Mn、Cr、Zr、Ｖ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、
Mn1.5wt％、Cr、Zr、V0.5wt％およびTi0.15wt
％を越えて含有されると鋳造時に充分な固溶が得
られず、巨大化合物の発生を招き充分な伸びが得
られない。よつて、Mn含有量は0.05〜1.5wt％、
Cr含有量は0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、
V0.05〜0.5wt％、Ti含有量は0.15wt％以下す
る。 なお、不純物として含有されるFeおよびSiは
その含有量が0.25wt％を越えると不溶出の晶出物
が生成し、伸びの低下が著しくなるので、Feお
よびSiの含有量は極力抑制する必要がある。 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。 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、300〜550℃の温度で熱間加工を行なつて所定
の板厚まで加工し、粗い鋳造組織は熱間フアイバ
ー組織となると同時に組織内にMg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、
Cr2Al3Al18、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Mg等とAlとの高温時効
折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、この低温焼純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。 〔実施例〕 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 Mg2.5wt％、Cr0.15wt％、Zr0.15wt％、
Ti0.02wt％、残部Al（合金１）、Mg5.6wt％、
Cr0.1wt％、Mn0.1wt％、Ti0.02wt％、残部Al
（合金２）およびMg4.5wt％、Zr0.2wt％、
Mn0.1wt％、V0.05wt％、Ti0.02wt％、残部Al
（合金３）の厚さ400mm鋳塊を通常のDC鋳造法で
鋳造し後、510℃の温度で12Hrの均質化熱処理
後、450〜300℃の温度における熱間圧延により、
40mmの板に圧延し、540℃で3Hrおよび420℃で10
時間の加熱保持を行ない、約100℃／Hrの冷却速
度で冷却し、冷間圧延で厚さ1.5mmの板（冷間加
工率63％）を製造し、550℃で歪速度２×10-4／
secにて変形した。 第１表に示したように、超塑性伸びについて本
発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法と
比較例の従来法とでは、本発明の方が２倍以上と
なつている。
関し、さらに詳しくは、Al―Mg系の超塑性アル
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（necking）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。 〔従来技術〕 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微細に制御することが
必須である。 また、一般にAl―Mg系アルミニウム合金は、
鋳造後鋳塊を400〜550℃の温度で均質化熱処理を
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つて、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
30〜100μｍと大きくなつてしまい、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きない。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明は上記に説明したように、いままでは、
Al―Mg系のアルミニウム合金では困難であつた
微細結晶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。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方
法は、 (1) Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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Al―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、300〜550℃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た後、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) Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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―
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、300〜550℃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
法を第２の発明とし、 (3) Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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―
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、300〜550℃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℃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。 先ず、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の
製造方法において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2wt％未満では充分な強度が得られず、
また、7wt％を越えて含有される熱間加工性が著
しく低下する。よつて、Mg含有量は２〜7wt％
とする。 Mn、Cr、Zr、Ｖ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、
Mn1.5wt％、Cr、Zr、V0.5wt％およびTi0.15wt
％を越えて含有されると鋳造時に充分な固溶が得
られず、巨大化合物の発生を招き充分な伸びが得
られない。よつて、Mn含有量は0.05〜1.5wt％、
Cr含有量は0.05〜0.5wt％、Zr0.05〜0.5wt％、
V0.05〜0.5wt％、Ti含有量は0.15wt％以下す
る。 なお、不純物として含有されるFeおよびSiは
その含有量が0.25wt％を越えると不溶出の晶出物
が生成し、伸びの低下が著しくなるので、Feお
よびSiの含有量は極力抑制する必要がある。 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。 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、300〜550℃の温度で熱間加工を行なつて所定
の板厚まで加工し、粗い鋳造組織は熱間フアイバ
ー組織となると同時に組織内にMg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、
Cr2Al3Al18、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Mg等とAlとの高温時効
折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、この低温焼純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。 〔実施例〕 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 Mg2.5wt％、Cr0.15wt％、Zr0.15wt％、
Ti0.02wt％、残部Al（合金１）、Mg5.6wt％、
Cr0.1wt％、Mn0.1wt％、Ti0.02wt％、残部Al
（合金２）およびMg4.5wt％、Zr0.2wt％、
Mn0.1wt％、V0.05wt％、Ti0.02wt％、残部Al
（合金３）の厚さ400mm鋳塊を通常のDC鋳造法で
鋳造し後、510℃の温度で12Hrの均質化熱処理
後、450〜300℃の温度における熱間圧延により、
40mmの板に圧延し、540℃で3Hrおよび420℃で10
時間の加熱保持を行ない、約100℃／Hrの冷却速
度で冷却し、冷間圧延で厚さ1.5mmの板（冷間加
工率63％）を製造し、550℃で歪速度２×10-4／
secにて変形した。 第１表に示したように、超塑性伸びについて本
発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法と
比較例の従来法とでは、本発明の方が２倍以上と
なつている。
【表】
実施例 ２
通常のDC鋳造法で鋳造した実施例１の合金３
（厚さ400mm）を、510℃の温度で12Hrの均質化熱
処理後、450〜300℃の熱間圧延により厚さ7.5mm
の板に加工し、540℃の温度で3Hrおよび420℃の
温度で10Hrの加熱保持を行ない、約100℃／Hrの
冷却速度で冷却し、第２表に示す冷間圧延および
低温軟化焼鈍により厚さ1.5mmの材料を作製し、
550℃に加熱後、歪速度２×10-4／sec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。
（厚さ400mm）を、510℃の温度で12Hrの均質化熱
処理後、450〜300℃の熱間圧延により厚さ7.5mm
の板に加工し、540℃の温度で3Hrおよび420℃の
温度で10Hrの加熱保持を行ない、約100℃／Hrの
冷却速度で冷却し、第２表に示す冷間圧延および
低温軟化焼鈍により厚さ1.5mmの材料を作製し、
550℃に加熱後、歪速度２×10-4／sec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。
【表】
実施例 ３
通常のDC鋳造法により鋳造した実施例１の合
金３（厚さ400mm）を510℃の温度で12Hrの均質
化処理後、450〜300℃の温度で加熱圧延を行なつ
て厚さ4.0mmの板に加工し、540℃で3Hrおよび
450℃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、冷間圧延で1.5
mm厚（冷間加工率63％）の板に加工し、第３表に
示す加熱速度で530℃の温度で加熱軟化処理を行
ない、550℃の温度で歪速度２×10-4／secで変形
をした。
金３（厚さ400mm）を510℃の温度で12Hrの均質
化処理後、450〜300℃の温度で加熱圧延を行なつ
て厚さ4.0mmの板に加工し、540℃で3Hrおよび
450℃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、冷間圧延で1.5
mm厚（冷間加工率63％）の板に加工し、第３表に
示す加熱速度で530℃の温度で加熱軟化処理を行
ない、550℃の温度で歪速度２×10-4／secで変形
をした。
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。
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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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―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、300〜550℃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
却速度で冷却した後、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 Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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―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、300〜550℃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 Mg2〜7wt％ を含有し、さらに、 Mn0.05〜1.5wt％、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―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、300〜550℃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℃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 |
|---|---|---|---|
| JP9417784A JPS60238461A (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 |
|---|---|---|---|
| JP9417784A JPS60238461A (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 |
|---|---|
| JPS60238461A JPS60238461A (ja) | 1985-11-27 |
| JPS62225B2 true JPS62225B2 (ja) | 1987-01-06 |
Family
ID=14103056
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9417784A Granted JPS60238461A (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) | JPS60238461A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6376857A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Showa Alum Corp | 鏡面加工用アルミニウム合金の製造方法 |
| JP2640993B2 (ja) * | 1990-06-11 | 1997-08-13 | スカイアルミニウム株式会社 | 超塑性成形用アルミニウム合金圧延板 |
| WO2007080938A1 (ja) | 2006-01-12 | 2007-07-19 | Furukawa-Sky Aluminum Corp. | 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法 |
| CN115896652B (zh) * | 2022-12-01 | 2024-05-03 | 中南大学 | 一种高应变速率超塑性铝锂合金细晶板材的制备方法 |
-
1984
- 1984-05-11 JP JP9417784A patent/JPS60238461A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60238461A (ja) | 1985-11-27 |
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