JPS6286150A - 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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- JPS6286150A JPS6286150A JP22633985A JP22633985A JPS6286150A JP S6286150 A JPS6286150 A JP S6286150A JP 22633985 A JP22633985 A JP 22633985A JP 22633985 A JP22633985 A JP 22633985A JP S6286150 A JPS6286150 A JP S6286150A
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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１こ関し、
さらに詳しくは、Ａｌ−Ｃｕ系超塑性アルミニウム合金
の製造方法に関する。
さらに詳しくは、Ａｌ−Ｃｕ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 Ｃｕ系アルミニウム合金は、ｓｍを４
００〜５５０℃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
なってか呟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、この上う
な通常の工程では結晶粒は４０〜１００μｍと大きくな
ってし主い、高温において変形を行なっても超塑性伸び
は得られなかった。
００〜５５０℃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
なってか呟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、この上う
な通常の工程では結晶粒は４０〜１００μｍと大きくな
ってし主い、高温において変形を行なっても超塑性伸び
は得られなかった。
この超塑性伸びを改善するために、本発明者は先に、特
開昭６０−０８６２５０号公報および特開昭６０−０８
６２５１号公報に記載したｉ１′（塑性アルミニツム合
金の製造方法を開発した。しかし、製造された超塑性ア
ルミニウム合金は伸びが３００〜３７０％で大きなもの
とはいえず、さらに、伸びの大きい超塑性アルミニウム
合金が要望されていた。
開昭６０−０８６２５０号公報および特開昭６０−０８
６２５１号公報に記載したｉ１′（塑性アルミニツム合
金の製造方法を開発した。しかし、製造された超塑性ア
ルミニウム合金は伸びが３００〜３７０％で大きなもの
とはいえず、さらに、伸びの大きい超塑性アルミニウム
合金が要望されていた。
［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、従来における超塑性ア
ルミニウム合金の製造方法では未だ充分な伸びが得られ
なかったが、本発明者が鋭意研究を行なった結果、いま
までに得ることができなかった高い超塑性伸び（＞ ５
００％）を有するＡｔ Ｃｕ系の超塑性アルミニウム
合金の製造方法を開発したのである。
ルミニウム合金の製造方法では未だ充分な伸びが得られ
なかったが、本発明者が鋭意研究を行なった結果、いま
までに得ることができなかった高い超塑性伸び（＞ ５
００％）を有するＡｔ Ｃｕ系の超塑性アルミニウム
合金の製造方法を開発したのである。
［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） Ｃｕ ２−７ｗＬ％
を含有し、さらに、
Ｍｇ２，５ｗｔ％以下、Ｓｉ ２，０ｗｔ％以下、Ｍｎ
０．０５−２，０ｗｔ％、Ｃｒ ０００５−０．５ｗ
ｔ％、Ｚｒ ０．０５〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｖ ０．０５
〜０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０１１５ｗｔ％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アルミニウム
合金ｎ塊を、３００〜５５０℃の温度で６〜４８時間の
均質化熱処理を行なった後、３００〜５５０°Ｃの温度
で熱間加工を行ない、次いで、３５０〜５５０℃の温度
において１段階或いは２段階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、少なくとも
３０％以上の冷間加工を行なった後、３００〜４００°
Ｃの温度で２０〜４０％の温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） Ｃｕ２７７ｕ＋Ｌ％ を含有し、さらに、 Ｍｇ ２，５ｔｌＩＬ％以下、Ｓｉ２，０Ｉｌｌｔ％以
下、Ｍｎ ０．０５−２，０ｗｔ％、Ｃｒ ０．０５〜
０．５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｖ ０
．０５〜０．５ｕ＋ｔ％、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Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム
合金鋳塊を、３００〜ｓ ｓ ｏ ’ｃの温度で６〜４
８時間の均質化熱処理を行なった後、３００〜５５０℃
の温度で熱間加工を行ない、次いで、３５０〜５５０℃
の温度において１段階或いは２段階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％の冷開加工とこれに続く３００°Ｃ以下の低温軟
化焼鈍とを１回以」二行なった後、３００〜４００°Ｃ
の温度で２０〜４０％の温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２の発明と
する２つの発明よりなるものである。
０．０５−２，０ｗｔ％、Ｃｒ ０００５−０．５ｗ
ｔ％、Ｚｒ ０．０５〜０．５ｕ＋ｔ％、Ｖ ０．０５
〜０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０１１５ｗｔ％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アルミニウム
合金ｎ塊を、３００〜５５０℃の温度で６〜４８時間の
均質化熱処理を行なった後、３００〜５５０°Ｃの温度
で熱間加工を行ない、次いで、３５０〜５５０℃の温度
において１段階或いは２段階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、少なくとも
３０％以上の冷間加工を行なった後、３００〜４００°
Ｃの温度で２０〜４０％の温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） Ｃｕ２７７ｕ＋Ｌ％ を含有し、さらに、 Ｍｇ ２，５ｔｌＩＬ％以下、Ｓｉ２，０Ｉｌｌｔ％以
下、Ｍｎ ０．０５−２，０ｗｔ％、Ｃｒ ０．０５〜
０．５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｖ ０
．０５〜０．５ｕ＋ｔ％、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Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム
合金鋳塊を、３００〜ｓ ｓ ｏ ’ｃの温度で６〜４
８時間の均質化熱処理を行なった後、３００〜５５０℃
の温度で熱間加工を行ない、次いで、３５０〜５５０℃
の温度において１段階或いは２段階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％の冷開加工とこれに続く３００°Ｃ以下の低温軟
化焼鈍とを１回以」二行なった後、３００〜４００°Ｃ
の温度で２０〜４０％の温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２の発明と
する２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。
Ｃｕは含有量が２ｕ＋ｔ％未満では充分な強度が得られ
ず、また、７ｗｔ％を越える含有量では伸びの低下が着
しくなる。よって、Ｃｕ含有量は２〜７ｗｔ％とする。
ず、また、７ｗｔ％を越える含有量では伸びの低下が着
しくなる。よって、Ｃｕ含有量は２〜７ｗｔ％とする。
Ｍｇは２．５１１１Ｌ％を越える含有量では伸びが者し
く減少する。よって、Ｍ８含有量は２．０５〜０．５ｗ
ｔ％以下とする。
く減少する。よって、Ｍ８含有量は２．０５〜０．５ｗ
ｔ％以下とする。
Ｓｉは２．０ｗｔ％を越えて含有されると延性、靭性が
低下する。よって、Ｓｉ含有量は２．０ＩＩＩｔ％以下
とする。
低下する。よって、Ｓｉ含有量は２．０ＩＩＩｔ％以下
とする。
Ｍｎ、Ｃｒ、 Ｚｒ、■は夫’２０．００５〜０．５ｗ
ｔ％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 ２，０ｗｔ％、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖが夫１０．
５ ｗＬ％およびＴｉ ０．１５ｗｔ％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。よって、Ｍｎ含有量
は０、０５〜２． ＯｗＥ％、Ｃｒ含有量は０．０５−
０．５＋ｓｔ％、Ｚｒ ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｖ
０．０５＊０，５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ０．１５ｕ＋ｔ％以下
とする。
ｔ％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 ２，０ｗｔ％、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖが夫１０．
５ ｗＬ％およびＴｉ ０．１５ｗｔ％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。よって、Ｍｎ含有量
は０、０５〜２． ＯｗＥ％、Ｃｒ含有量は０．０５−
０．５＋ｓｔ％、Ｚｒ ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｖ
０．０５＊０，５ｕ＋ｔ％、Ｔｉ０．１５ｕ＋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０．’１５ｕ＋ｔ％を越えると不溶性の晶出物が発生
して伸びの低下が者しくなる。よって、Ｆｅの含有量は
０．１５ｉ＋＋ｔ％以下とする。
が０．’１５ｕ＋ｔ％を越えると不溶性の晶出物が発生
して伸びの低下が者しくなる。よって、Ｆｅの含有量は
０．１５ｉ＋＋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、３００〜５５０℃の温度において６〜４８時間の
均質化熱処理を行ない、続いて、３５０〜５５０℃の温
度で熱間加工を行なって所定の板厚まで加工し、粗い鋳
造組繊は熱間ファイバー組織となると同時に１１織内に
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。
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、３００〜５５０℃の温度において６〜４８時間の
均質化熱処理を行ない、続いて、３５０〜５５０℃の温
度で熱間加工を行なって所定の板厚まで加工し、粗い鋳
造組繊は熱間ファイバー組織となると同時に１１織内に
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。
次に、この熱間加工後に３５０〜５５０°Ｃの温度で０
．５〜２０時間の加熱保持をしてから、少なくとも、３
０℃／ Ｈｒ以上、特に、１００℃／Ｈｒ以上の冷却速
度で固溶元素の強制固溶を図る。
．５〜２０時間の加熱保持をしてから、少なくとも、３
０℃／ Ｈｒ以上、特に、１００℃／Ｈｒ以上の冷却速
度で固溶元素の強制固溶を図る。
また、この熱処理を急速加熱、急速冷却が可能な連続焼
鈍炉によｌ） ４００〜５５０°Ｃの温度で１０秒〜１
０分間行なってもよく、この加熱保持によりＣｕ、Ｍ８
、Ｚｎ、Ｓｉ等は固溶され、一方、遷移金属のＺ「、Ｃ
ｒ、Ｍｎ等はノ＼ｌと金属間化合物、ＺｒＡｌ□、ＣＣ
ｒ２Ｍｇ５ＡＬ、ＭｎＡｌ６等を析出する。
鈍炉によｌ） ４００〜５５０°Ｃの温度で１０秒〜１
０分間行なってもよく、この加熱保持によりＣｕ、Ｍ８
、Ｚｎ、Ｓｉ等は固溶され、一方、遷移金属のＺ「、Ｃ
ｒ、Ｍｎ等はノ＼ｌと金属間化合物、ＺｒＡｌ□、ＣＣ
ｒ２Ｍｇ５ＡＬ、ＭｎＡｌ６等を析出する。
この１段加熱後の加熱速度が１００℃／Ｈｒ未満では微
細粒が得られず伸びが出にくくなる。
細粒が得られず伸びが出にくくなる。
加熱保持を２段階で行なう場合、先ず、４５０〜５５０
°Ｃの温度で０．５〜１０時間の第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
〜・１５０°Ｃの温度で０．５〜【 へｎｔｎ日乃−〜
’ｔ Ｑ 「１ハ）４ｎ＊Ａ＆ Ｉロトヒン う二）
、 、 ０ 八 ・＾／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短時開でよい。
°Ｃの温度で０．５〜１０時間の第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
〜・１５０°Ｃの温度で０．５〜【 へｎｔｎ日乃−〜
’ｔ Ｑ 「１ハ）４ｎ＊Ａ＆ Ｉロトヒン う二）
、 、 ０ 八 ・＾／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短時開でよい。
このような、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のＺｒ、Ｃｒ
、Ｍｎ等とＡｌとの金属間化合物ＭｎＡｌ３、Ｃｒ ２
Ａ ｌ ６Ａ ｌ ＋ ｓ等が析出する。
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のＺｒ、Ｃｒ
、Ｍｎ等とＡｌとの金属間化合物ＭｎＡｌ３、Ｃｒ ２
Ａ ｌ ６Ａ ｌ ＋ ｓ等が析出する。
この２段階の加熱保持は、加熱保持を１回行なった場合
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、Ｚｎ、Ｓｉ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°
Ｃ／Ｈｒ以上と遅くなってもよく、製造がより容易とな
１）、かつ、冷開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
大きい材料が得られる。
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、Ｚｎ、Ｓｉ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°
Ｃ／Ｈｒ以上と遅くなってもよく、製造がより容易とな
１）、かつ、冷開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
大きい材料が得られる。
この２段階加熱保持後の冷却速度は、３０″ＣＺＨｒ未
７１屯では微細粒が得られにくくなる。
７１屯では微細粒が得られにくくなる。
このような加熱保持により、熱間ファイバー組繊を形成
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
り、かつ、Ｚｒ、 Ｃｒ、Ｍｎ等の析出粒子により、超
塑性変形中に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
り、かつ、Ｚｒ、 Ｃｒ、Ｍｎ等の析出粒子により、超
塑性変形中に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。
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。
この上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ている。
を持つ転位の下部組織が高密度に形成されている。
次に、３００〜４００℃の温度で２０〜４０％の温間加
工を行なうのであるが、３００℃未満おより４００℃を
越える温度における加工、また、２０％未満の加工およ
び４０％を越える加工では、超塑性中にｍｍ結晶粒を生
成する予備結晶核の大きさが大きくなり過ぎたり、数が
充分多くならなく、−最終的な高い伸びは得られない。
工を行なうのであるが、３００℃未満おより４００℃を
越える温度における加工、また、２０％未満の加工およ
び４０％を越える加工では、超塑性中にｍｍ結晶粒を生
成する予備結晶核の大きさが大きくなり過ぎたり、数が
充分多くならなく、−最終的な高い伸びは得られない。
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４０
０℃以上）に加熱すると、微細結晶核を起点とし新らし
い結晶粒が順次形成される。従って、微細結晶核が高密
度程結晶粒が微細になり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。
度））以上の超塑性温度域（アルミニウム合金では４０
０℃以上）に加熱すると、微細結晶核を起点とし新らし
い結晶粒が順次形成される。従って、微細結晶核が高密
度程結晶粒が微細になり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
ｎＡＬ、Ｃｒ２ＭＨ１Ａｌｔ６、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、粒子開隔が大き過ぎると転位移動
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
ｎＡＬ、Ｃｒ２ＭＨ１Ａｌｔ６、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、粒子開隔が大き過ぎると転位移動
阻止効果が得られない。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法により
製造された微細粒超塑性材料は、適切な温度（通常４０
０℃以上）においてくびれ（局所伸び）が発生すること
なく５００％以上の超塑性加工を行なうことができる。
製造された微細粒超塑性材料は、適切な温度（通常４０
０℃以上）においてくびれ（局所伸び）が発生すること
なく５００％以上の超塑性加工を行なうことができる。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法の実施
例を説明する。
例を説明する。
実施例
Ｃｕ ６．３ｕ＋ｔ％、Ｍｎ ０．３ｗｔ％、Ｚｒ ０
．１５ｗｔ％、■０．１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．０５ｗｔ
％、Ｓｉ ０．０４ｗｔ％、Ｆｃ０．０５ｗｊ％を含有
し、残部ＡｌよりなるＩｇＪ塊を通常のＤＣ鋳造法によ
り製作し、４５０℃の温度で１２時間均質化熱処理後、
４５０〜３３０℃の温度で熱間圧延を行なって、６．３
〜１２．５ｍａ＋厚の板とした。次いで、第１表１こ示
す製造工程で２．５ｍ＋ｏ厚の板を製作し、４７５°Ｃ
で歪速度Ｉ Ｘ １０−’／ｓｅｅでで変形した。
．１５ｗｔ％、■０．１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．０５ｗｔ
％、Ｓｉ ０．０４ｗｔ％、Ｆｃ０．０５ｗｊ％を含有
し、残部ＡｌよりなるＩｇＪ塊を通常のＤＣ鋳造法によ
り製作し、４５０℃の温度で１２時間均質化熱処理後、
４５０〜３３０℃の温度で熱間圧延を行なって、６．３
〜１２．５ｍａ＋厚の板とした。次いで、第１表１こ示
す製造工程で２．５ｍ＋ｏ厚の板を製作し、４７５°Ｃ
で歪速度Ｉ Ｘ １０−’／ｓｅｅでで変形した。
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倍にも達するも
のがある。
［発明の効果１
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５１遺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か
ら、この方法により５１遺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 (2)
- （１）Ｃｕ２〜７ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｇ２．５ｗｔ％以下、Ｓｉ２．０ｗｔ％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アルミニウム
合金鋳塊を、３００〜５５０℃の温度で６〜４８時間の
均質化熱処理を行なった後、３００〜５５０℃の温度で
熱間加工を行ない、次いで、３５０〜５５０℃の温度に
おいて１段階或いは２段階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った後、３００〜４００℃の温
度で２０〜４０％の温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）Ｃｕ２〜７ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｍｇ２．５ｗｔ％以下、Ｓｉ２．０ｗｔ％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アルミニウム
合金鋳塊を、３００〜５５０℃の温度で６〜４８時間の
均質化熱処理を行なった後、３００〜５５０℃の温度で
熱間加工を行ない、次いで、３５０〜５５０℃の温度に
おいて１段階或いは２段階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
冷間加工とこれに続く３００℃以下の低温軟化焼鈍とを
１回以上行なった後、３００〜４００℃の温度で２０〜
４０％の温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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22633985A JPS6286150A (ja) | 1985-10-11 | 1985-10-11 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP22633985A JPS6286150A (ja) | 1985-10-11 | 1985-10-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6286150A true JPS6286150A (ja) | 1987-04-20 |
Family
ID=16843618
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22633985A Pending JPS6286150A (ja) | 1985-10-11 | 1985-10-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6286150A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5021106A (en) * | 1988-10-21 | 1991-06-04 | Showa Aluminum | Brazeable aluminum alloy sheet and process of making same |
| CN110484792A (zh) * | 2019-09-27 | 2019-11-22 | 福建省闽发铝业股份有限公司 | 一种提高铝型材抗压强度的熔铸生产工艺 |
-
1985
- 1985-10-11 JP JP22633985A patent/JPS6286150A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5021106A (en) * | 1988-10-21 | 1991-06-04 | Showa Aluminum | Brazeable aluminum alloy sheet and process of making same |
| CN110484792A (zh) * | 2019-09-27 | 2019-11-22 | 福建省闽发铝业股份有限公司 | 一种提高铝型材抗压强度的熔铸生产工艺 |
| CN110484792B (zh) * | 2019-09-27 | 2021-02-26 | 福建省闽发铝业股份有限公司 | 一种提高铝型材抗压强度的熔铸生产工艺 |
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