JPH0623423B2 - Al―Cu―Mg系合金軟質材の製造方法 - Google Patents
Al―Cu―Mg系合金軟質材の製造方法Info
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- JPH0623423B2 JPH0623423B2 JP59098238A JP9823884A JPH0623423B2 JP H0623423 B2 JPH0623423 B2 JP H0623423B2 JP 59098238 A JP59098238 A JP 59098238A JP 9823884 A JP9823884 A JP 9823884A JP H0623423 B2 JPH0623423 B2 JP H0623423B2
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Description
【発明の詳細な説明】 発明の目的 (産業上の利用分野) 本発明は、アルミニウム合金展伸材の製造方法に関する
もので、更に詳しくは、Al-Cu-Mg系合金軟質材の製造方
法に関するものである。
もので、更に詳しくは、Al-Cu-Mg系合金軟質材の製造方
法に関するものである。
(従来の技術) 一般に高力アルミニウム合金は成形加工性が劣るため軟
質材の状態で加工し施し、その後、溶体化、焼入れ処理
を行なう。本願発明の対象であるAl-Cu-Mg系合金、たと
えばJIS A 2024,2017,2014なども、その例にもれない。
質材の状態で加工し施し、その後、溶体化、焼入れ処理
を行なう。本願発明の対象であるAl-Cu-Mg系合金、たと
えばJIS A 2024,2017,2014なども、その例にもれない。
この軟質材の製造法として従来からバッチ炉による焼鈍
が行なわれてきたが、この場合加熱速度が遅い(50℃/H
r未満)ために軟質材の結晶粒は粗大化し、成形性は低
下する。さらに、焼入処理後焼入処理による歪を矯正す
るために若干の加工を行なう際にも、結晶粒が大きいと
肌荒れや微小な割れが発生する。特に軟質材で加工率10
〜30%の低加工を受けた部分は、その後の溶体化・焼入
れ工程で著しく粗大な再結晶粒組織となりこの歪矯正の
際に肌荒れ、微小割れがおこり製品の外観品質上大きな
問題となる。
が行なわれてきたが、この場合加熱速度が遅い(50℃/H
r未満)ために軟質材の結晶粒は粗大化し、成形性は低
下する。さらに、焼入処理後焼入処理による歪を矯正す
るために若干の加工を行なう際にも、結晶粒が大きいと
肌荒れや微小な割れが発生する。特に軟質材で加工率10
〜30%の低加工を受けた部分は、その後の溶体化・焼入
れ工程で著しく粗大な再結晶粒組織となりこの歪矯正の
際に肌荒れ、微小割れがおこり製品の外観品質上大きな
問題となる。
(発明が解決しようとする問題点) 本発明は上記したようなAl-Cu-Mg系合金の軟質材の成形
性、及び溶体化処理時の結晶粒粗大化等について、軟質
材の製造法の点から解決を図らんとするものである。
性、及び溶体化処理時の結晶粒粗大化等について、軟質
材の製造法の点から解決を図らんとするものである。
すなわち、軟質材の状態で結晶粒が微細であり、かつ伸
び、エリクセン値等で表わされる成形性が良好でさらに
この状態でどんな加工率の冷間加工を受けてもその後の
溶体化処理によって再結晶粒が粗大にならないAl-Cu-Mg
系合金材の製造法を提供するものである。
び、エリクセン値等で表わされる成形性が良好でさらに
この状態でどんな加工率の冷間加工を受けてもその後の
溶体化処理によって再結晶粒が粗大にならないAl-Cu-Mg
系合金材の製造法を提供するものである。
発明の構成 (問題点を解決するための手段) 本発明におけるAl-Cu-Mg系合金軟質材の製造法は、軟質
への調質に、パッチ炉でなく、いわゆる連続焼鈍炉を用
いることを念願においてもので、 1.Cu1.0〜6.0%(重量%、以下同じ)、Mg0.1〜2.0
%、必要に応じてさらにMn0.01〜1.2%、Si0.01〜1.2
%、Cr0.005〜0.3%、Ti0.005〜0.15%、Zr0.005〜0.20
%のうち1種または2種以上を含有し、残部不可避的不
純物とAlとよりなる合金鋳塊を常法に従って塑性加工し
所定の寸法とした材料を、325〜430℃の温度に平均11℃
/min (分の意味以下同じ)よりはやい昇温速度で急速
に加熱し軟化させ、その後平均30℃/Hr (時間の意味、
以下同じ)未満の冷却速度で冷却することを特徴とする
成形性の優れたAl-Cu-Mg系合金軟質材の製造方法。
への調質に、パッチ炉でなく、いわゆる連続焼鈍炉を用
いることを念願においてもので、 1.Cu1.0〜6.0%(重量%、以下同じ)、Mg0.1〜2.0
%、必要に応じてさらにMn0.01〜1.2%、Si0.01〜1.2
%、Cr0.005〜0.3%、Ti0.005〜0.15%、Zr0.005〜0.20
%のうち1種または2種以上を含有し、残部不可避的不
純物とAlとよりなる合金鋳塊を常法に従って塑性加工し
所定の寸法とした材料を、325〜430℃の温度に平均11℃
/min (分の意味以下同じ)よりはやい昇温速度で急速
に加熱し軟化させ、その後平均30℃/Hr (時間の意味、
以下同じ)未満の冷却速度で冷却することを特徴とする
成形性の優れたAl-Cu-Mg系合金軟質材の製造方法。
2.Cu1.0〜6.0%、Mg0.1〜2.0%、必要に応じてさらに
Mn0.01〜1.2%、Si0.01〜1.2%、Cr0.005〜0.3%、Ti0.
005〜0.15%、Zr0.005〜0.20%のうち1種または2種以
上を含有し、残部不可避的不純物とAlとよりなる合金鋳
塊を常法に従って塑性加工し所定の寸法とした材料を、
325〜430℃の温度に平均11℃/min よりはやい昇温速度
で急速に加熱し軟化させ、その後平均30℃/Hr 以上の冷
却速度で冷却し、さらに250〜430℃に加熱し24時間以内
保持し平均30℃/Hr 未満の冷却速度で冷却することを特
徴とする成形性の優れたAl-Cu-Mg系合金軟質材の製造方
法。
Mn0.01〜1.2%、Si0.01〜1.2%、Cr0.005〜0.3%、Ti0.
005〜0.15%、Zr0.005〜0.20%のうち1種または2種以
上を含有し、残部不可避的不純物とAlとよりなる合金鋳
塊を常法に従って塑性加工し所定の寸法とした材料を、
325〜430℃の温度に平均11℃/min よりはやい昇温速度
で急速に加熱し軟化させ、その後平均30℃/Hr 以上の冷
却速度で冷却し、さらに250〜430℃に加熱し24時間以内
保持し平均30℃/Hr 未満の冷却速度で冷却することを特
徴とする成形性の優れたAl-Cu-Mg系合金軟質材の製造方
法。
である。
(作用) 以下本願発明の構成についてその作用とともに詳述す
る。
る。
対象となる合金は、硬化要素としてθ相(CuAl2)、s相
(CuMgAl2)を含むAl-Cu-Mg系合金であり、前述のJIS A 2
024,2117,2014などが含まれるがこれらに限定しれるも
のではない。
(CuMgAl2)を含むAl-Cu-Mg系合金であり、前述のJIS A 2
024,2117,2014などが含まれるがこれらに限定しれるも
のではない。
組成範囲を具体的に示せば、必須成分として、Cu1.0〜
6.0%(重量%、以下同じ)、Mg0.1〜2.0%、必要に応
じてさらにMn0.01〜1.2%、Si0.01〜1.2%、Cr0.005〜
0.3%、Ti0.005〜0.15%、Zr0.005〜0.20%のうち1種
または2種以上を含有し、残部不可避的不純物とAlとよ
りなる合金である。
6.0%(重量%、以下同じ)、Mg0.1〜2.0%、必要に応
じてさらにMn0.01〜1.2%、Si0.01〜1.2%、Cr0.005〜
0.3%、Ti0.005〜0.15%、Zr0.005〜0.20%のうち1種
または2種以上を含有し、残部不可避的不純物とAlとよ
りなる合金である。
これらの合金成分の添加理由を説明する。
Cu:Cuは強度を付与する元素であり、含有量が、1.0%
未満ではT4,T6処理後の強度が低下し、また6.0%をこ
えて含有されると晶出物が増加しT4,T6処理後の靭性や
伸びが低下する。よってCu含有量は1.0〜6.0%とする。
未満ではT4,T6処理後の強度が低下し、また6.0%をこ
えて含有されると晶出物が増加しT4,T6処理後の靭性や
伸びが低下する。よってCu含有量は1.0〜6.0%とする。
Mg:Mgは強度を付与する元素であり、含有量が、0.1%
未満ではT4,T6処理後の強度が低下し、また2.0%をこ
えて含有されるとT4,T6処理後の靭性や伸びが低下す
る。よってMg含有量は0.1〜2.0%とする。
未満ではT4,T6処理後の強度が低下し、また2.0%をこ
えて含有されるとT4,T6処理後の靭性や伸びが低下す
る。よってMg含有量は0.1〜2.0%とする。
以下は、必要に応じて含有する成分である。
Mn:Mnは組織を安定化する元素であり、かつ強度を付与
する元素である。含有量が0.01%未満ではこの効果がな
く、また1.2%をこえて含有されると効果が飽和し、か
つ巨大晶出物を生じる。よってMn含有量は0.01〜1.2%
とする。
する元素である。含有量が0.01%未満ではこの効果がな
く、また1.2%をこえて含有されると効果が飽和し、か
つ巨大晶出物を生じる。よってMn含有量は0.01〜1.2%
とする。
Si:Siは強度を付与する元素であり、含有量が、0.01%
未満ではこの効果がなく、1.2%をこえて含有される
と、T4・T6処理後の靭性が低下する。よってSi含有量
は、0.01〜1.2%とする。
未満ではこの効果がなく、1.2%をこえて含有される
と、T4・T6処理後の靭性が低下する。よってSi含有量
は、0.01〜1.2%とする。
ただし、それほどの強度を必要としない場合や他の元素
の含有で強度レベルを維持できる場合には、Siの含有は
必須ではなく、この場合不可避的不純物として扱う。
の含有で強度レベルを維持できる場合には、Siの含有は
必須ではなく、この場合不可避的不純物として扱う。
Cr:Crは組織を安定化する元素であり、かつ強度を付与
する元素である。含有量が0.005%未満ではこの効果が
なく、また0.3%をこえて含有されると巨大晶出物を生
じる。よってCr含有量は、0.005〜0.3%とする。
する元素である。含有量が0.005%未満ではこの効果が
なく、また0.3%をこえて含有されると巨大晶出物を生
じる。よってCr含有量は、0.005〜0.3%とする。
Ti:Tiは鋳塊組織を微細化する元素であり、含有量が0.
005%未満ではこの効果がなく、0.15%をこえて含有さ
れると巨大晶出物を生じる。よってTi含有量は、0.005
〜0.15%とする。
005%未満ではこの効果がなく、0.15%をこえて含有さ
れると巨大晶出物を生じる。よってTi含有量は、0.005
〜0.15%とする。
Zr:Zrは鋳塊組織を微細化し組織を安定化する元素であ
り、含有量が0.005%未満ではこの効果がなく、0.20%
をこえて含有されると巨大晶出物を生じる。よってZr含
有量は、0.005〜0.20%とする。
り、含有量が0.005%未満ではこの効果がなく、0.20%
をこえて含有されると巨大晶出物を生じる。よってZr含
有量は、0.005〜0.20%とする。
尚、不可避的不純物としてのFe,Siは0.5%まで許容さ
れる。
れる。
次に、上記組成を有する合金鋳塊を常法に従って塑性加
工し所定の寸法とする。
工し所定の寸法とする。
すなわち、鋳塊に熱間加工を施し、あるいはその後さら
に冷間加工を施すことにより所定の寸法にするわけであ
るが、熱間加工のために鋳塊を加熱し、あるいはその前
にさらに均熱処理をすることが多い。この均熱処理は、
Cu,Mg,Siの固溶及びMn,Cr,Zr,Tiの析出を目的とす
るもので、塊鋳を400〜520℃で2〜48時間熱処理する。
400℃未満の温度では効果が充分でなく、520℃をこえる
と局部溶解が発生する。また、加熱も 400℃未満では熱
間加工性が低下し、520℃をこえると局部溶解が発生す
るので、 400〜520℃で熱処理する。
に冷間加工を施すことにより所定の寸法にするわけであ
るが、熱間加工のために鋳塊を加熱し、あるいはその前
にさらに均熱処理をすることが多い。この均熱処理は、
Cu,Mg,Siの固溶及びMn,Cr,Zr,Tiの析出を目的とす
るもので、塊鋳を400〜520℃で2〜48時間熱処理する。
400℃未満の温度では効果が充分でなく、520℃をこえる
と局部溶解が発生する。また、加熱も 400℃未満では熱
間加工性が低下し、520℃をこえると局部溶解が発生す
るので、 400〜520℃で熱処理する。
また、冷間加工を施す場合、冷間加工前又は冷間加工の
途中で、350〜500℃で中間焼鈍しても本願発明の効果は
変わらない。
途中で、350〜500℃で中間焼鈍しても本願発明の効果は
変わらない。
このように所定寸法に塑性加工された材料を、325〜430
℃の温度に平均11℃/minよりはやい昇温速度で急速に加
熱し軟化させる。
℃の温度に平均11℃/minよりはやい昇温速度で急速に加
熱し軟化させる。
加熱温度は、325℃未満では急速加熱時に再結晶が終了
せず加工組織が残るため成形性が低下する。430℃をこ
えた温度では、Mg,Cu,Siの固溶量が多くなり、その後
の冷却により不均一な析出がおこるため、軟質材での成
形性が低下し、さらに加工を受けた部分で次の工程の溶
体化処理時に結晶粒が粗大化してしまう。
せず加工組織が残るため成形性が低下する。430℃をこ
えた温度では、Mg,Cu,Siの固溶量が多くなり、その後
の冷却により不均一な析出がおこるため、軟質材での成
形性が低下し、さらに加工を受けた部分で次の工程の溶
体化処理時に結晶粒が粗大化してしまう。
また昇温速度が、平均11℃/minより小さい場合には、結
晶粒が粗大化して、軟質材での成形性が低下してしま
う。
晶粒が粗大化して、軟質材での成形性が低下してしま
う。
次に、本願第1発明では平均30℃/Hr未満の冷却速度で
冷却する。冷却速度が平均30℃/Hr未満の場合には、完
全な軟質材(0材)が得られるので素材の成形性は良好
であるが、冷却速度がこれより大きくなると、焼きが入
り時効硬化するため成形性は低下する。なお、実際には
250℃未満では移行硬化がおこらないから、冷却速度の
管理はこの温度まででよい。
冷却する。冷却速度が平均30℃/Hr未満の場合には、完
全な軟質材(0材)が得られるので素材の成形性は良好
であるが、冷却速度がこれより大きくなると、焼きが入
り時効硬化するため成形性は低下する。なお、実際には
250℃未満では移行硬化がおこらないから、冷却速度の
管理はこの温度まででよい。
昇温速度を前記理由から平均11℃/minよりはやくしなく
てはならないので、連続焼鈍炉を用いる場合が多いが、
冷却速度を平均30℃/Hr未満にとるということは通常の
連続焼鈍炉で効率的な生産を行なう場合不可能に近い。
このように冷却速度が平均30℃/Hr以上になってしまう
場合には、本願第2発明の方法をとれば良い。
てはならないので、連続焼鈍炉を用いる場合が多いが、
冷却速度を平均30℃/Hr未満にとるということは通常の
連続焼鈍炉で効率的な生産を行なう場合不可能に近い。
このように冷却速度が平均30℃/Hr以上になってしまう
場合には、本願第2発明の方法をとれば良い。
すなわち、軟化後平均30℃/Hr以上の冷却速度で冷却
し、さらに250〜430℃に再加熱し24時間以内保持して平
均30℃/Hr未満の冷却速度で冷却する。この再加熱の場
合には昇温速度を管理する必要がないバッチ炉が使え、
そのため、冷却速度を平均30℃/Hr未満とすることがで
きる。
し、さらに250〜430℃に再加熱し24時間以内保持して平
均30℃/Hr未満の冷却速度で冷却する。この再加熱の場
合には昇温速度を管理する必要がないバッチ炉が使え、
そのため、冷却速度を平均30℃/Hr未満とすることがで
きる。
このように第1段の軟化後の冷却速度がはやい場合で
も、再加熱しその後の冷却速度を遅くすることにより、
結果として成形性の良好なAl-Cu-Mg系合金軟質材を得る
ことができる。
も、再加熱しその後の冷却速度を遅くすることにより、
結果として成形性の良好なAl-Cu-Mg系合金軟質材を得る
ことができる。
なおこの再加熱の温度は、1段目の急速加熱温度より低
い方が、成形性にとってより好ましい。
い方が、成形性にとってより好ましい。
(実施例) 第1表に示すA,B,Cの3種類の合金を半連続鋳造
し、その鋳塊に、490℃×10Hr の均熱処理を施した後、
460℃×3Hr の加熱を施し、熱間圧延を施し板厚4mmに
し、バッチ炉で370℃×3Hr の中間焼鈍を施し、冷間圧
延して板厚0.8mmの板材とした。
し、その鋳塊に、490℃×10Hr の均熱処理を施した後、
460℃×3Hr の加熱を施し、熱間圧延を施し板厚4mmに
し、バッチ炉で370℃×3Hr の中間焼鈍を施し、冷間圧
延して板厚0.8mmの板材とした。
この材料に対し、本願発明の範囲に入る熱処理又はそれ
以外の熱処理を施し、軟質材にして機械的性質(引張強
さσB、耐力σ0.2、伸びδ、エリクセン値、肌荒れの
有無)を測定した。また、この軟質材に15%冷間圧延を
施した後、温度の上昇した炉に投入することにより溶体
化処理し(A合金,B合金で、493℃×40min,C合金で
503℃×40min)水焼入れ直後180゜曲げによる肌荒れの
程度を観察した。
以外の熱処理を施し、軟質材にして機械的性質(引張強
さσB、耐力σ0.2、伸びδ、エリクセン値、肌荒れの
有無)を測定した。また、この軟質材に15%冷間圧延を
施した後、温度の上昇した炉に投入することにより溶体
化処理し(A合金,B合金で、493℃×40min,C合金で
503℃×40min)水焼入れ直後180゜曲げによる肌荒れの
程度を観察した。
これらの熱処理条件、軟質材の機械的性質、軟質材に冷
曲加工し溶体化・水焼入れ後の曲げ性を第2表、第3
表、第4表に示す。
曲加工し溶体化・水焼入れ後の曲げ性を第2表、第3
表、第4表に示す。
なお、表中、第1段熱処理とは本願第1発明と第2発明
に共通な急速加熱・軟化とその後の冷却をさし、第2段
熱処理とは本願第2発明の第1段熱処理後の再加熱と冷
却をさす。
に共通な急速加熱・軟化とその後の冷却をさし、第2段
熱処理とは本願第2発明の第1段熱処理後の再加熱と冷
却をさす。
(発明の効果) 第2表、第3表、第4表から明らかなように、本願発明
の製造法をとった材料は、軟質材の伸び・エリクセン値
が向上し、結晶粒は細かく成形加工時に肌荒れをおこさ
ず、さらに低加工後溶体化処理しても結晶粒の粗大化が
おこらないため、焼入れ後の歪矯正の際、製品外観が良
好である等多くの利点を有する。
の製造法をとった材料は、軟質材の伸び・エリクセン値
が向上し、結晶粒は細かく成形加工時に肌荒れをおこさ
ず、さらに低加工後溶体化処理しても結晶粒の粗大化が
おこらないため、焼入れ後の歪矯正の際、製品外観が良
好である等多くの利点を有する。
Claims (2)
- 【請求項1】Cu1.0〜6.0%(重量%、以下同じ)、Mg0.
1〜2.0%、必要に応じてさらにMn0.01〜1.2%、Si0.01
〜1.2%、Cr0.005〜0.3%、Ti0.005〜0.15%、Zr0.005
〜0.20%のうち1種または2種以上を含有し、残部不可
避的不純物とAlとよりなる合金鋳塊を常法に従って塑性
加工し所定の寸法とした材料を、325〜430℃の温度に平
均11℃/min(分の意味以下同じ)よりはやい昇温速度
で急速に加熱し軟化させ、その後平均30℃/Hr(時間の
意味、以下同じ)未満の冷却速度で冷却することを特徴
とする成形性の優れたAl-Cu-Mg系合金軟質材の製造方
法。 - 【請求項2】Cu1.0〜6.0%(重量%、以下同じ)、Mg0.
1〜2.0%、必要に応じてさらにMn0.01〜1.2%、Si0.01
〜1.2%、Cr0.005〜0.3%、Ti0.005〜0.15%、Zr0.005
〜0.20%のうち1種または2種以上を含有し、残部不可
避的不純物とAlとよりなる合金鋳塊を常法に従って塑性
加工し所定の寸法とした材料を、325〜430℃の温度に平
均11℃/min よりはやい昇温速度で急速に加熱し軟化さ
せ、その後平均30℃/Hr 以上の冷却速度で冷却し、さ
らに250〜430℃に加熱し24時間以内保持し平均30℃/Hr
未満の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性の優
れたAl-Cu-Mg系合金軟質材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59098238A JPH0623423B2 (ja) | 1984-05-16 | 1984-05-16 | Al―Cu―Mg系合金軟質材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59098238A JPH0623423B2 (ja) | 1984-05-16 | 1984-05-16 | Al―Cu―Mg系合金軟質材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60243255A JPS60243255A (ja) | 1985-12-03 |
JPH0623423B2 true JPH0623423B2 (ja) | 1994-03-30 |
Family
ID=14214377
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59098238A Expired - Lifetime JPH0623423B2 (ja) | 1984-05-16 | 1984-05-16 | Al―Cu―Mg系合金軟質材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0623423B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113578997B (zh) * | 2021-08-03 | 2024-02-02 | 南京超明精密合金材料有限公司 | 超易切削精密合金棒线材的加工工艺 |
CN114959388B (zh) * | 2022-04-18 | 2023-04-21 | 聊城市金之桥进出口有限公司 | 一种Al-Cu-Mg-Ag型电机转子铝合金及其制备方法和应用 |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS57161045A (en) * | 1981-03-31 | 1982-10-04 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | Fine-grain high-strength aluminum alloy material and its manufacture |
-
1984
- 1984-05-16 JP JP59098238A patent/JPH0623423B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS60243255A (ja) | 1985-12-03 |
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