JPH01279726A - 超塑性アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents
超塑性アルミニウム合金及びその製造方法Info
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- JPH01279726A JPH01279726A JP10781588A JP10781588A JPH01279726A JP H01279726 A JPH01279726 A JP H01279726A JP 10781588 A JP10781588 A JP 10781588A JP 10781588 A JP10781588 A JP 10781588A JP H01279726 A JPH01279726 A JP H01279726A
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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）
本発明は超塑性アルミニウム合金の製造方法に係り、更
に詳しくは、Ａｆｌ−Ｍｇ系で微細粒組織の超塑性アル
ミニウム合金の製造方法に関する。
に詳しくは、Ａｆｌ−Ｍｇ系で微細粒組織の超塑性アル
ミニウム合金の製造方法に関する。
（従来の技術及び解決しようとする課題）超塑性とは、
ある外的条件のもとて材料がくびれ（ｎｅｃｋｉｎｇ）
なしに数百％〜千％というような巨大な伸びを生じる現
象を云うが、このような超塑性を得る方法には、大別し
て、恒温変態を利用して変態超塑性を得る方法と、微細
結晶粒材料にみられるように微細粒超塑性（構造超塑性
）を得る方法とがある。
ある外的条件のもとて材料がくびれ（ｎｅｃｋｉｎｇ）
なしに数百％〜千％というような巨大な伸びを生じる現
象を云うが、このような超塑性を得る方法には、大別し
て、恒温変態を利用して変態超塑性を得る方法と、微細
結晶粒材料にみられるように微細粒超塑性（構造超塑性
）を得る方法とがある。
一般に、後者の方法により微細結晶粒超塑性を起こさせ
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。
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。
この方法をＡｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金に適用して超
塑性材料を得ようとする場合、通常の工程では不可能で
ある。すなわち、一般に、Ａｆｌ−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
化熱処理を行い、次いで３００〜５５０℃の温度で熱間
加工を行い、冷間加工を行っ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３０〜１
００μｍと大きくなってしまい、高温において変形して
も該Ａｌ−Ｍｇ系アルミニアルミニウム合金とする超塑
性（伸び）を付与することはできない。
塑性材料を得ようとする場合、通常の工程では不可能で
ある。すなわち、一般に、Ａｆｌ−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
化熱処理を行い、次いで３００〜５５０℃の温度で熱間
加工を行い、冷間加工を行っ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３０〜１
００μｍと大きくなってしまい、高温において変形して
も該Ａｌ−Ｍｇ系アルミニアルミニウム合金とする超塑
性（伸び）を付与することはできない。
そこで、本出願人は、特許第１３９３５７６号（特公昭
６２〜２２５号）に示されるように、Ａｌ−Ｍｇ系合金
において成分組成の選定及び特殊な加工熱処理の組み合
わせにより超塑性アルミニウム合金を得る方法を開発し
提案した。
６２〜２２５号）に示されるように、Ａｌ−Ｍｇ系合金
において成分組成の選定及び特殊な加工熱処理の組み合
わせにより超塑性アルミニウム合金を得る方法を開発し
提案した。
しかし、その方法は、製造工程が複雑であり、超塑性伸
びも３７０〜４９０％どまりであり、更なる改善が必要
であった。
びも３７０〜４９０％どまりであり、更なる改善が必要
であった。
本発明は、かＮる事情に鑑みてなされたものであって、
くびれ等のない優れた超塑性伸びを有する超塑性Ａｌ−
Ｍｇ系アルミニウム合金を提供し、またそれを簡便な工
程により得る方法を提供することを目的とするものであ
る。
くびれ等のない優れた超塑性伸びを有する超塑性Ａｌ−
Ｍｇ系アルミニウム合金を提供し、またそれを簡便な工
程により得る方法を提供することを目的とするものであ
る。
（課題を解決するための手段）
前記目的を達成するため、本発明者は、前記提案の結果
を踏まえ、更にＡｆｌ−Ｍｇ系合金の成分組成とプロセ
スについて見直すと共に新規な条件を見い出すべく鋭意
研究を重ねた。その結果、適量のＦｅを添加し且つそれ
に関連してプロセス条件を規制することにより、可能で
あることが判明したのである。
を踏まえ、更にＡｆｌ−Ｍｇ系合金の成分組成とプロセ
スについて見直すと共に新規な条件を見い出すべく鋭意
研究を重ねた。その結果、適量のＦｅを添加し且つそれ
に関連してプロセス条件を規制することにより、可能で
あることが判明したのである。
すなわち、本発明に係る超塑性アルミニウム合金は、Ｍ
ｇ： ２〜５％及びＦｅ：０．５〜３．０％を含有し、
更に、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０
．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０
．５％及びＴｉ：０．１５％以下のうちの１種又は２種
以上を含有し、残部がＡｌ及び不純物からなり、平均結
晶粒径が１５μｍ以下であることを特徴とするものであ
る。
ｇ： ２〜５％及びＦｅ：０．５〜３．０％を含有し、
更に、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０
．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０
．５％及びＴｉ：０．１５％以下のうちの１種又は２種
以上を含有し、残部がＡｌ及び不純物からなり、平均結
晶粒径が１５μｍ以下であることを特徴とするものであ
る。
また、その製造方法は、Ｍｇ：２〜５％及びＦｅ：０．
５〜３．０％を含有し、更に、Ｍｎ：０．０５〜１．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｚｒ：０．０５〜０
．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．１５％以
下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び
不純物からなるＡｆｆ−Ｍｇ系合金の鋳塊に４５０〜６
００℃の温度で均質化熱処理を施し、次いで、３００〜
５５０℃の温度域で熱間圧延を行った後、中間圧延を行
い、３５０〜５００℃で中間焼鈍した後、３０％以上の
冷間圧延を施すことを特徴とするものである。
５〜３．０％を含有し、更に、Ｍｎ：０．０５〜１．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｚｒ：０．０５〜０
．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．１５％以
下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び
不純物からなるＡｆｆ−Ｍｇ系合金の鋳塊に４５０〜６
００℃の温度で均質化熱処理を施し、次いで、３００〜
５５０℃の温度域で熱間圧延を行った後、中間圧延を行
い、３５０〜５００℃で中間焼鈍した後、３０％以上の
冷間圧延を施すことを特徴とするものである。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
本発明に係る超塑性Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、
前述の超組成の範躊からすると微細粒超塑性（構造超塑
性）に属するものである。
前述の超組成の範躊からすると微細粒超塑性（構造超塑
性）に属するものである。
まず、本発明における化学成分の限定理由を説明する。
Ｍｇ：
Ｍｇは強度を得るために必要な成分であるが、２％未満
では充分な強度が得られず、また５％を超えると本合金
系では熱間加工性が著しく低下する。よって、Ｍｇ量は
２〜５％の範囲とする。
では充分な強度が得られず、また５％を超えると本合金
系では熱間加工性が著しく低下する。よって、Ｍｇ量は
２〜５％の範囲とする。
Ｆｅ：
Ｆｅは後述の如く微細粒を生成するうえで必須の成分で
あるが、０．５％以下では微細粒が生成できず、一方、
３．０％を超えると、容易に粗大品出物（大きさ２０μ
ｍ以上）が生成し、超塑性伸びが低減する。よって、Ｆ
ｅ量は０．５〜３．０％の範囲とする。
あるが、０．５％以下では微細粒が生成できず、一方、
３．０％を超えると、容易に粗大品出物（大きさ２０μ
ｍ以上）が生成し、超塑性伸びが低減する。よって、Ｆ
ｅ量は０．５〜３．０％の範囲とする。
Ｍｎ、 Ｃｒ、Ｚｒ、 Ｖ ：
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、それぞれ０．０５％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は
１．５％、Ｃｒ、Ｚｒ及びＶはそれぞれ０゜５％、Ｔｉ
は０．１５％をそれぞれ超えて含有されると、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。よって、Ｍｎ量は０．０５〜１．
５％、Ｃｒ量は０．０５〜０．５％、Ｚｒは０．０５〜
０．５％、■は０．０５〜０．５％の範囲とし、Ｔｉ量
は０．１５％以下とする。但し、これらＭｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｖ及びＴｉは少なくとも１種を添加すれば足りる。
後述するように微細な結晶粒が得られず、また、Ｍｎは
１．５％、Ｃｒ、Ｚｒ及びＶはそれぞれ０゜５％、Ｔｉ
は０．１５％をそれぞれ超えて含有されると、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。よって、Ｍｎ量は０．０５〜１．
５％、Ｃｒ量は０．０５〜０．５％、Ｚｒは０．０５〜
０．５％、■は０．０５〜０．５％の範囲とし、Ｔｉ量
は０．１５％以下とする。但し、これらＭｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｖ及びＴｉは少なくとも１種を添加すれば足りる。
次に該Ａｌ−Ｍｇ系アルミニアルミニウム合金程につい
て説明する。
て説明する。
上記化学成分を有するＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は
、常法により溶解、鋳造し、得られた鋳塊に、鋳塊内に
不均質に分布する主要成分の均質化及び熱間加工性の向
上のために均質化熱処理を施す。但し、この均質化熱処
理は４５０〜６００℃の温度で充分な時間行う必要があ
る。これにより、Ｍｇは固７容され、Ｆｅは（Ｆｅ、
Ｍｎ）Ａ Ｑ、の微細な晶出物（大きさ１０〜２０μｍ
）及び析出物（大きさ数１０００人）を形成し、またそ
の他の元素のＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等はＡｌとの金属間化合
物ＭｎＡｌ、、Ｃｒ２Ｍｇ５Ａｌｌ、、ＺｒＡｌ、を析
出して、微細未加工組織の生成及び超塑性加工中の結晶
粒の成長の抑制（すなわち、微細粒組織の保持）を図る
ことができる。加熱温度が４５０”Ｃ未満ではそのよう
な効果が得られず、また６００℃を超えるとこれらの金
属間化合物の共晶融解（バーニング）が発生する恐れが
あり５好ましくない。
、常法により溶解、鋳造し、得られた鋳塊に、鋳塊内に
不均質に分布する主要成分の均質化及び熱間加工性の向
上のために均質化熱処理を施す。但し、この均質化熱処
理は４５０〜６００℃の温度で充分な時間行う必要があ
る。これにより、Ｍｇは固７容され、Ｆｅは（Ｆｅ、
Ｍｎ）Ａ Ｑ、の微細な晶出物（大きさ１０〜２０μｍ
）及び析出物（大きさ数１０００人）を形成し、またそ
の他の元素のＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ等はＡｌとの金属間化合
物ＭｎＡｌ、、Ｃｒ２Ｍｇ５Ａｌｌ、、ＺｒＡｌ、を析
出して、微細未加工組織の生成及び超塑性加工中の結晶
粒の成長の抑制（すなわち、微細粒組織の保持）を図る
ことができる。加熱温度が４５０”Ｃ未満ではそのよう
な効果が得られず、また６００℃を超えるとこれらの金
属間化合物の共晶融解（バーニング）が発生する恐れが
あり５好ましくない。
均質化熱処理後、３００〜５５０℃の温度域で所定の板
厚まで熱間圧延し、更に中間圧延（冷間圧延）を行う。
厚まで熱間圧延し、更に中間圧延（冷間圧延）を行う。
熱間圧延を３００〜５５０℃の温度域をはずれる温度で
行うと、加工中に耳割れ（ｅｄｇｅ ｃｒｕｃｋｉｎｇ
）やワニロ（Ａ ｌｉｇａｔｅｒｉｎｇ）の発生するこ
ととなり、好ましくない。
行うと、加工中に耳割れ（ｅｄｇｅ ｃｒｕｃｋｉｎｇ
）やワニロ（Ａ ｌｉｇａｔｅｒｉｎｇ）の発生するこ
ととなり、好ましくない。
中間圧延後、３５０〜５００℃の温度で中間焼鈍を施し
、微細粒を得る。その際、好ましくは４００〜５００℃
の高温短時間の処理の方がより細かい微細粒が得られる
。３５０℃未満では微細粒が得られず、また５００”Ｃ
を超えると逆に結晶粒成長が起こることとなり、好まし
くない。
、微細粒を得る。その際、好ましくは４００〜５００℃
の高温短時間の処理の方がより細かい微細粒が得られる
。３５０℃未満では微細粒が得られず、また５００”Ｃ
を超えると逆に結晶粒成長が起こることとなり、好まし
くない。
この中間焼鈍後、３０％以上の冷間加工を施す。
これにより、材料内では（Ｆｅ、 Ｍｎ）Ａ Ｑ、の微
細分散粒子の回りに高い歪の領域が形成され、超塑性加
工時に微細粒を生成する。なお、加工率が３０％未満で
は十分な歪エネルギーが生成されず、ミクロ結晶粒も平
均粒径が１５μｍ以上と大きくなるので好ましくない。
細分散粒子の回りに高い歪の領域が形成され、超塑性加
工時に微細粒を生成する。なお、加工率が３０％未満で
は十分な歪エネルギーが生成されず、ミクロ結晶粒も平
均粒径が１５μｍ以上と大きくなるので好ましくない。
以上の工程により、超塑性加工に供することによって５
００％以上の超塑性伸びが得られる。これは、本発明法
においては、均質化熱処理により形成された（Ｆｅ、
Ｍｎ）Ａ Ｑ、、 Ｃｒ２Ｍｇ、Ａ Ｑ、１．、ＺｒＡ
ｌ、等の析出物の寸法と分布とを制御することにより粒
界の移動を阻止して微細粒組織を保持しているためであ
る。したがって、析出物寸法が小さ過ぎたり、析出粒子
間隔が大き過ぎると転位移動阻止効果が得られない。
００％以上の超塑性伸びが得られる。これは、本発明法
においては、均質化熱処理により形成された（Ｆｅ、
Ｍｎ）Ａ Ｑ、、 Ｃｒ２Ｍｇ、Ａ Ｑ、１．、ＺｒＡ
ｌ、等の析出物の寸法と分布とを制御することにより粒
界の移動を阻止して微細粒組織を保持しているためであ
る。したがって、析出物寸法が小さ過ぎたり、析出粒子
間隔が大き過ぎると転位移動阻止効果が得られない。
超塑性加工としては、例えば、得られた微細粒超塑性材
料を引き続き１通常、０．５Ｔ＋ｎ（Ｔｍ：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４５０℃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、したがって、転位
組織は高密度であるほど微細粒組織が得られ、超塑性と
なり、伸びが大きくなる。なお、−度再結晶が完了する
と結晶粒界のエネルギーが減少するため１粒界が移動し
て結晶粒が粗大化し、この粗大化した組織が超塑性変形
を阻害することになる。
料を引き続き１通常、０．５Ｔ＋ｎ（Ｔｍ：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４５０℃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、したがって、転位
組織は高密度であるほど微細粒組織が得られ、超塑性と
なり、伸びが大きくなる。なお、−度再結晶が完了する
と結晶粒界のエネルギーが減少するため１粒界が移動し
て結晶粒が粗大化し、この粗大化した組織が超塑性変形
を阻害することになる。
また、得られた微細粒超塑性材料は、冷間加工したまま
の状態で超塑性の加工を行ってもよいが。
の状態で超塑性の加工を行ってもよいが。
冷間加工後、１００℃／ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、
３５０〜５５０℃の温度で軟化して超塑性加工を行って
もよい。
３５０〜５５０℃の温度で軟化して超塑性加工を行って
もよい。
本発明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４５０℃以上）においてくびれ（局所伸び）
等が発生することなく、５００％以上の超塑性加工を行
うことができる。
温度（通常４５０℃以上）においてくびれ（局所伸び）
等が発生することなく、５００％以上の超塑性加工を行
うことができる。
次に本発明の実施例を示す。
（実施例）
第１表に示す化学成分を有するアルミニウム合金を常法
により溶解、鋳造し、得られた鋳塊に同表に示す条件の
均質化熱処理、熱間圧延、中間圧延、中間焼鈍、仕上げ
冷間圧延を施した。
により溶解、鋳造し、得られた鋳塊に同表に示す条件の
均質化熱処理、熱間圧延、中間圧延、中間焼鈍、仕上げ
冷間圧延を施した。
得られた材料の材料の平均結晶粒径及び超塑性特性を第
１表に併記する。
１表に併記する。
第１表より明らかなとおり、本発明例はいずれも平均結
晶粒径が１５μｍ以下の微細粒組織を有し、したがって
、超塑性の加工において５００％以上の超塑性伸びが得
られた。勿論、その際、くびれは認められなかった。
晶粒径が１５μｍ以下の微細粒組織を有し、したがって
、超塑性の加工において５００％以上の超塑性伸びが得
られた。勿論、その際、くびれは認められなかった。
一方、比較例Ｎ（１８〜Ｎα１４は本発明範囲外の化学
成分を有する例であるが、本発明範囲内の条件のプロセ
スを適用しても、微細粒組織が得られず或いは得られて
も、せいぜい１８０％の伸びしか得られない。また本発
明範囲内の化学成分を有していても、本発明範囲外の条
件のプロセスを適用した場合は微細粒組織が得られず、
１５０％程度の伸びしか得られない。
成分を有する例であるが、本発明範囲内の条件のプロセ
スを適用しても、微細粒組織が得られず或いは得られて
も、せいぜい１８０％の伸びしか得られない。また本発
明範囲内の化学成分を有していても、本発明範囲外の条
件のプロセスを適用した場合は微細粒組織が得られず、
１５０％程度の伸びしか得られない。
【以下余白］
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、Ａｌ−Ｍｇ系合
金において特に化学成分を適切に調整するので、微細粒
組織を有し、適切な温度においてくびれ等がない優れた
超塑性伸びを有する超塑性アルミニウム合金が得られる
。しかも、その製造法はＡｌ−Ｍｇ系合金組成の調整と
の関連で簡易な工程にすることができるので、従来法よ
りも低コストで超塑性材料を得ることができる。
金において特に化学成分を適切に調整するので、微細粒
組織を有し、適切な温度においてくびれ等がない優れた
超塑性伸びを有する超塑性アルミニウム合金が得られる
。しかも、その製造法はＡｌ−Ｍｇ系合金組成の調整と
の関連で簡易な工程にすることができるので、従来法よ
りも低コストで超塑性材料を得ることができる。
特許出願人 株式会社神戸製鋼所
代理人弁理士 中 村 尚
Claims (2)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：２〜５％及びＦ
ｅ：０．５〜３．０％を含有し、更に、Ｍｎ：０．０５
〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０
５〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％及びＴｉ：０．
１５％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部が
Ａｌ及び不純物からなり、平均結晶粒径が１５μｍ以下
であることを特徴とする超塑性アルミニウム合金。 - （２）Ｍｇ：２〜５％及びＦｅ：０．５〜３．０％を含
有し、更に、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０
５〜０．５％、Ｚｒ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０
５〜０．５％及びＴｉ：０．１５％以下のうちの１種又
は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不純物からなるＡ
ｌ−Ｍｇ系合金の鋳塊に４５０〜６００℃の温度で均質
化熱処理を施し、次いで、３００〜５５０℃の温度域で
熱間圧延を行った後、中間圧延を行い、３５０〜５５０
℃で中間焼鈍した後、３０％以上の冷間圧延を施すこと
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 |
|---|---|---|---|
| JP10781588A JPH01279726A (ja) | 1988-04-30 | 1988-04-30 | 超塑性アルミニウム合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10781588A JPH01279726A (ja) | 1988-04-30 | 1988-04-30 | 超塑性アルミニウム合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01279726A true JPH01279726A (ja) | 1989-11-10 |
Family
ID=14468735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10781588A Pending JPH01279726A (ja) | 1988-04-30 | 1988-04-30 | 超塑性アルミニウム合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01279726A (ja) |
-
1988
- 1988-04-30 JP JP10781588A patent/JPH01279726A/ja active Pending
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