JPH02285046A - 超塑性加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は超塑性加工に用いられるアルニウム合金圧延
板の製造方法に関するものである。

従来の技術 近年に至り、微細結晶粒を有する金属材の超塑性現象を
利用して超塑性加工を行なう技術が注目を集めている。

超塑性現象は、外部から材料に機械的な引張力を加えた
場合に、局部的変形（ネック）の発生を招くことなく数
百％以上に達する大きな伸びが得られる現象であり、こ
のような超塑性を利用した超塑性加工を適用することに
よって、複雑な成形を容易に行なうことができるととも
に、金型コストの低減等を図ることができる。

従来のアルミニウム基の超塑性材料としては、Ａｌ−Ｚ
ｎ−ＭＱ−Ｃｕ系合金、例えばＡＡ規格の７４７５合金
、あるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｚｒ系合金、例えばＡＡ規格の
２００４合金、さらにはＡｊ７−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｌ　１−
Ｚｒ系合金、例えば８０９０合金等が知られている。一
方アルミニウム基の超塑性材料を再結晶挙動の面から大
別すれば、超塑性加工前の状態で既に微細再結晶組織を
有している静的再結晶利用型のものと、超塑性変形時に
微細再結晶が生じる動的再結晶利用型のものとに分けら
れ、前述のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金は静的再結晶
利用型に属し、へβ−Ｑｕ−７ｒ系合金およびＡｆｌ−
ＭＱ−Ｃｕ−Ｌ　１−Ｚｒ系合金は動的再結晶利用型に
属する。

発明が解決しようとする課題 前述のような従来のへ２基の超塑性加工用材料は、いず
れも超塑性特性を発運させるためにＣＵをはじめとする
種々の添加元素が多量に含有されているため、耐食性に
劣る問題がある。また従来の材料はいずれも熱処理材で
あって、高強度を得るためには超塑性加工後に再度溶体
化焼入れの熱処理が必要であり、そのためコスト上昇を
招くばかりでなく、焼入れによる歪が発生するから、超
塑性加工の特徴の一つである形状凍結性が良好であると
いう長所を損なってしまう問題もある。

さらに、前述のような従来のへ！基の超塑性加工用材料
のうち、動的再結晶利用型のものでは、最も大きい超塑
性伸びが得られる歪速度（最適歪速度）が１０°３／秒
のオーダーであるのに対し、静的再結晶利用型のもので
は最適歪速度が１０−’／秒のオーダーと遅く、そのた
め加工能率が低い問題がある。一方動的再結晶利用型の
ものでは、超塑性加工時の予熱条件により性能がばらつ
く問題がある。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、耐
食性が優れるとともに、超塑性加工後に熱処理を行なわ
ずに高強度が得られ、しかも静的再結晶利用型であると
同時に最適歪速度が１０−３／秒のオーダーであって、
優れた超塑性特性を示すことができる超塑性加工用アル
ミニウム合金圧延板と、その製造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 この発明の超塑性加工用アルミニウム合金圧延板は、基
本的には、Ａｌ基合金の成分組成を適切に定めるととも
に金属間化合物サイズを規制することによって航述の問
題を解決しており、さらにこの発明ではその製造プロセ
スを適切に設定することによって前述の問題を解決した
超塑性加工用アルミニウム合金圧延板を得る方法を提供
している。

具体的には、請求項１の超塑性加工用アルミニウム合金
圧延板は、Ｍｇ０．５〜３．８ｗｔ％を含有し、か’：
）Ｍｎ　０．８〜３．５ｗｔ％、Ｑｒ　　０．１〜０．
５ｗｔ％、Ｚ　ｒ　０．１〜０．４ｗｔ％、Ｖ　０．１
〜０．４ｗｔ％のうちから選ばれた１種または２種以上
を含有し、残部が実質的にＡｌおよび不可避的不純物よ
りなり、しかもマトリックス中の金属間化合物の最大径
が７珈以下であることを特徴とするものである。

また請求項２の発明の超塑性加工用アルミニウム合金圧
延板の製造方法は、ＭＣ２０，５〜３．８ｖｔ％を含有
し、かツＭｎ　０．８〜３．５ｗｔ％、Ｃｒ００１〜０
．　５ｗｔ％、Ｚ　ｒ　０．１〜０．４ｗｔ％、Ｖ　０
．１〜０．４ｗｔ％のうちから選ばれた１種または２種
以上を含有し、残部が実質的にＡｌおよび不可避的不純
物よりなるアルミニウム合金浴温を、厚さ３〜１５闇の
板に連続鋳造し、得られた連続鋳造板にただちに、もし
くは冷間加工を行なった後、４５０〜６３０℃の範囲内
の温度に３０分〜２４時間加熱保持する均質化処理を行
ない、その俊圧延率３０％以上の冷間圧延を施すことを
特徴とするものである。

さらに請求項３の発明の超塑性加工用アルミニウム合金
圧延板の製造方法は、Ｍｑ０．５〜３．８ｗｔ％を含有
し、かツＭｎ　０．８〜３．５ｗｔ％、Ｃｒ０．１〜０
．ｓｗｔ％、ｚｒ　０．１〜０．４ｗｔ％、Ｖ０．１〜
０．４ｗｔ％のうちから選ばれた１種または２種以上を
含有し、残部が実質的にＡｌｌおよび不可避的不純物よ
りなるアルミニウム合金温潤を、厚さ３〜１５ａｇの板
に連続鋳造し、得られた連続ｖＩ造板にただちに、もし
くは冷間加工を行なった後、４５０〜６３０℃の範囲内
の温度に３０分〜２４時間加熱保持する均質化処理を行
ない、その後圧延率３０％以上の冷間圧延を施し、さら
に１℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で４００〜６００℃の範
囲内の温度に加熱する最終焼鈍を行なうことを特徴とす
るものである。

作　　　用 先ずこの発明の超塑性加工用アルミニウム合金圧延板の
成分限定理由について説明する。

ＭＱ： ＭＱはこの発明で対象としている系のアルミニウム合金
で基本となる元素であって、強度を付与すると同時に超
塑性特性を発現させるに必要な元素であり、冷間加工に
よる転位の増殖を促進させて再結晶粒を微細化させ、こ
れにより超塑性特性を有効に発現させる。Ｍｇが０．５
ｗｔ％未満ではこれらの効果が得られず、一方Ｍｇが３
．８ｗｔ％を越えれば、鋳造が困難となる。したがって
Ｍ（ＩＩは０．５〜３．８ｗｔ％の範囲内とした。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ： これらはいずれも遷移元素であって、超塑性特性を付与
するに重要な元素である。これらはいずれもＩ造時点で
はＡｌマトリックスに固溶している必要があり、鋳造後
の均質化処理と組合せることによって、静的再結晶粒の
微細化と、超塑性変形時の結晶粒の安定化に寄与する。

これらは、いずれか１種または２種以上を添加すれば良
いが、Ｍ　ｎ　０．８ｗｔ％未満、Ｑｒ０．１ｗｔ％未
満、ｚｒ０．１Ｗ」％未満、７０．１ｗｔ％未満では前
述の効果が充分ニ嵜らず、一方Ｍｎ　３．５ｗｔ％、ｃ
ｒ０．ｓｗｔ％、ｚｒ０．４ｗｔ％、Ｖ　０．４ｗｔ％
を越えれば、鋳造時に充分に固溶されずに粗大な初晶金
属間化合物が生じ、鋳造が困難となるばかりでなく、超
塑性加工時にキＶビテーション発生の原因となって成形
性が低下し、充分な超塑性特性がをられなくなってしま
い、また超塑性加工時の製品の特性としても、伸びの低
下や疲労特性の低下などの問題が生じる。

したがってＭｎは０．８〜３．５ｗｔ％、Ｃｒは０．１
〜０．　ｓｗｔ％、ｚｒは０．１〜０．４ｗｔ％、Ｖは
０．ｉ〜０．４ｗｔ％の範囲内とした。なおこれらのう
ちでも特に１．６ｗｔ％以上のＭｎを単独であるいは他
と混合して添加することが望ましい。またＱｒは、０．
１〜０．５ｗｔ％の範囲内でも０．３５　ｗｔ％未満と
することが好ましい。

以上の各成分の残部は、基本的にＡｌｌおよび不可避的
不純物とすれば良い。

なお通常のアルミニウム合金においては不可避的不純物
としてＦｅ、５ｉが混入するが、Ｆｅが０、５ｗｔ％以
上、あるいは５ｉが０．５ｗｔ％以上では金Ｒ間化合物
が粗大化して超塑性特性を損なうから、Ｆｅは０．　ｓ
ｗｔ％未満、Ｓ：は０．ｓｗｔ％未満に規制することが
好ましい。

また強度向上等の点からＱｕおよび／またはＺｎを添加
することもあるが、Ｑｕが１０ｗｔ％を越えれば耐食性
が低下し、またｚｎが２．５ｗｔ％をこえても同様に耐
食性が低下するから、ＣＬＩは１．０ｗｔ％以下、Ｚｎ
は２．５ｗｔ％以下とすることが好ましい。

さらに通常のアルミニウム合金においては鋳塊結晶粒微
細化のためにＴ　ｉ　％あるいはＴｉおよびＢを微量添
加することがあり、この発明の場合も微量のＴ　ｉ　ｓ
あるいはＴｉおよびＢを含有していても良い。但し、Ｔ
ｉ添加量が０．２０　ｗｔ％を越えれば初晶ＴｉＡｌａ
が晶出して成形性を害し、またＢ添加量が０．０１　ｗ
ｔ％を越えればＴｉＢ２の粗大粒子が生じて成形性を害
するから、Ｔ　ｉは０．２０ｗｔ％以下、Ｂは０．０１
　ｗｔ％以下とすることが好ましい。そのほか、鋳造時
のｗＩ潮酸化゛防止のために３ｅを２００ｐｐｉ以下の
範囲で添加しても良い。

この発明の超塑性加工用アルミニウム合金圧延板におい
ては、その成分組成を上述のように定めるばかりでなく
、へ２マトリックス中に晶出している金属間化合物品出
物の最大サイズが７ｍ以下である必要がある。すなわち
、大きな金属間化合物晶出物が存在すれば、超塑性加工
時にその晶出物が起点となってキャビテーションと称さ
れる空洞（ボイド）が発生し、遂には材料が破断してし
まうから、大きな超塑性伸びを得るためには大きな金属
間化合物晶出物が存在しないことが必要である。本発明
者等の実験によれば、圧延板中に含まれる金属間化合物
の晶出物サイズが最大７趨以下であれば数百％以上の超
塑性伸びが得られることが判明しており、したがって晶
出物サイズを７顯以下とした。

さらに、超塑性特性を得るために必要な条件として、再
結晶粒が微細でかつ安定であることが必要であり、具体
的には再結晶粒径が１０趨以下、好ましくは５ＩＪａ以
下であることが望まれる。再結晶粒が１０ｔＩＩｎ以下
で良好な超塑性伸びを示し、特に５趨以下でより一層優
れた超塑性を示す。但し、このような微細再結晶粒組織
は、後述するように超塑性加工が開始される直前までに
生じていれば良く、したたがってこの発明の圧延板を実
際に使用に供するにあたっては、冷間圧延上りの圧延板
に対して再結晶のための最終焼鈍を独立の工程として施
して前述のような微細再結晶粒組織を形成した後、改め
て超塑性加工温度に加熱して超塑性加工を行なう場合と
、冷間圧延上りの圧延板に対して再結晶のための最終焼
鈍を特に行なっておかず、超塑性加工前の予熱もしくは
超塑性加工温度に達するまでの加熱昇温過程で微細再結
晶粒組織を生成させる場合とがあり、そこで請求項１の
圧延板においては再結晶粒径を特に規定していない。

前述のように金属間化合物最大サイズが７＃以下であっ
て、かつ結晶粒径が１０ＩＪａ以下の微細再結晶組織を
有するかまたはそのような微細再結晶組織を超塑性加工
前の予熱もしくは超塑性加工温度への昇温過程で生成す
ることのできる圧延板は、請求項２もしくは請求項３の
発明で規定するプロセスによって得ることができる。以
下にそのプロセスについて説明する。

先ず前述のような成分組成を有するアルミニウム合金溜
溝を常法にしたがって溶製し、板厚３〜１５ｍの薄板に
連続鋳造する。ここで、最大金属間化合物サイズを７趨
以下とするためには、上述のような簿仮連続鋳造法（連
続鋳造圧延法）を適用して鋳造時の冷却速度を大きくす
ることが必要である。３ｕ未満の極薄板にｖｔ造するこ
とは実際上困難であり、一方１５ａをを越える板に鋳造
する場合には冷却速度が小さくなって最大金属間化合物
サイズ７Ｍ以下が達成できなくなる。したがって連続鋳
造時の板厚は３〜１５．とじた。

得られた連続鋳造板に対しては、直ちに均質化処理（均
熱処理）を施すか、または冷間加工を行なって所要の中
間板厚とした後、均質化処理を施す。この均質化処理は
、組織の均一化を図って最終的に微細な再結晶組織を得
るために必要な工程である。均質化処理の加熱温度が４
５０℃未満では均質化の効果が充分ではなく、そのため
最終的に充分に微細化した再結晶組織を得ることが困難
となり、一方６３０℃を越えれば共晶融解のおそれがあ
り、したがって均質化処理温度は４５０〜６３０℃の範
囲内とする必要がある。また均質化処理時間は、コイル
全体を均一に加熱するためには０．５時間以上が必要で
あり、一方２４時間を越えても経済的にコスト上昇を沼
くだけであり、したがって均質化処理時間は０．５時間
〜２４時間の範囲内とした。

なおこの均質化処理は、連続！ａ造後のコイルに対して
ただちに行なうのが一般的であるが、前述のように連続
鋳造板に対して冷間加工を行なってから均質化処理を施
しても良い。後者の場合、工程は複雑となるが、均質化
処理前に冷間加工歪が導入されるため、均質化の効果は
一層優れ、再結晶粒微細化の効果も大きくなる。

均質化処理後には冷間圧延を施して、所要の最終板厚と
する。この冷間圧延は、微細な再結晶組織を得るために
必須であり、冷間圧延率が大きいほど再結晶粒はｍ細化
する。圧延率が３０％未満では、１０趨以下の再結晶粒
を得ることが困難となるから、圧延率３０％以上の冷間
圧延を施すこととした。なおこの冷間圧延工程は、間に
中間焼鈍を挟んで２回以上の冷間圧延を行なっても良く
、この場合には中間焼ｔ！＠優の最終の冷間圧延で圧延
率を３０％以上とすれば良い。またこの場合の中間焼鈍
は、２５０〜４５０℃程度で１時間〜１０Ｂｉ間程度行
なえば良い。

以上のようにして得られた超塑性加工用圧延板は、再結
晶焼鈍後の再結晶粒径や再結晶粒形状が、再結晶焼鈍時
の加熱速度にはさほど大きく依存しないという特徴があ
る。したがって特に独立した工程として再結晶のための
ａＸ焼鈍を施さずに、冷間圧延上りのままで超塑性加工
工程に供して、超塑性加工前の予熱や超塑性加工温度に
到達するまでの昇温過程で再結晶が生じた場合でも、そ
の結晶粒は充分に微細となって良好なｆｆｉ塑性特性を
示す。そこで請求項２の発明の製法では、冷間圧延工程
までを規定し、冷間圧延上りの圧延板をそのまま超塑性
加工工程に供する場合を含ませることとした。

但し、前述のように再結晶粒径や再結晶粒形状が再結晶
時の加熱速度にさはと大きく依存しないとは言えども、
ある程度は加熱速度の影響を受けることは勿論であり、
加熱速度が速いほど、再結晶粒は等方的かつ微細になる
。また、再結晶させた後の状態で超塑性加工工程に供給
した方が、材料が安定であって、超塑性加工のための予
熱条件や超塑性加工８度に至るまでの昇温条件等の影響
を受けにくい。したがって超塑性加工工程に供する前の
段階で、独立した工程として、再結晶のために比較的急
速加熱のＩ＃終焼鈍を行なっておくことが好ましく、こ
れを規定したのが請求項３の発明である。

この場合の最終焼鈍は、加熱速度（昇温速度）が１℃／
ｓｅｃ未満では、最終焼鈍を独立した工程として行なう
ことによる前述の効果が充分に得られない。また最終焼
鈍温度が４００℃未満では再結晶せず、一方６００℃を
越えれば再結晶粒が大きくなったり局部的な再溶融が生
じるおそれがある。したがって最終焼鈍は、１℃／ｓｅ
ｃ以上の加熱速度で４００〜６００℃の範囲内に加熱す
る必要がある。

実　　施　　例 第１表中に示す本発明成分組成範囲内の合金Ａ。

Ｂ、Ｃと、本発明成分組成範囲外の合金りについて、第
２表の条件番号１〜４に示すような本光明プロセス条件
範囲内のプロセスを適用した。すなわち、板厚５．５緒
、幅５００ｓに連続鋳造し、得られた３１！続鋳造板に
５５０℃×１２時間の均質化処理を施し、次いで板厚１
．５闇まで冷間圧延した（冷間圧延工程７３％）。

また、合金已に近い成分組成を有する本発明成分組成範
囲内の合金Ｂ′について、比較プロセスとして第２表の
条件番号５に示すようなプロセスを適用した。すなわち
合金Ｂ′を横断面寸法４００關ｘ　ＢｏｏｔｙにＤＣ鋳
造し、をられた鋳塊に５５０℃Ｘ　１２ｈｒの均熱処理
を施した後、ＳＯＯ℃で板厚５，５闇まで熱間圧延し、
さらに板厚１．５Ｍまで冷間圧延した。

一方、本発明成分組成範囲内の合金Ｂについて、比較プ
ロセスとして第２表の条件番号６に示すようなプロセス
を適用した。すなわち、均質化処理以外は条件番号１〜
４と同様とし、均質化処理を本発明範囲より低温の４０
０℃において１２時間行なった。

さらに本発明成分組成範囲内の合金Ｂについて、第２表
の条件番号７に示すような本発明プロセス条件範囲内の
製法を適用した。すなわち、冷間圧延までは条件番号１
〜４と同じとし、その俊、ソルトバスを用いて再結晶の
ための最終焼鈍を４５０℃×４５秒行なった。なおこの
ときの昇温速度は１０℃／富以上である。

以上のようにして得られた各試料について、最大晶出物
サイズと再結晶後の再結晶粒径とを調べた結果について
、第３表中に示す。なおここで第３表中に示した再結晶
粒径は、後述するような超塑性加工を行なった債の状態
で調べた値を示す。

したがって超塑性変形が開始される直前の状態では、再
結晶粒径は実際には第３表中に示した値よりもさらに小
さくなっていたものと考えられる。

また前記各試料について、４５０℃に保持された炉内に
セットし、１５分保持した後、各種の引張速度（歪速度
）で引張試験を行なった時の伸びを調べた結果を第３表
中に示す。さらに各試料について、歪速度３ｘ１０−３
／秒で１００％伸びが生じた状態でのキャビテーション
の発生割合（断面における面積％）を調べた結果を第３
表中に示す。

第３表に示すように本発明実施例による試料の場合は、
いずれも金属間化合物晶出物のサイズが著しく小さいと
ともに、再結晶粒が超塑性変形後でも最大６顯と著しく
小さく、そのため同じ第３表中に示しているように、超
塑性加工時におけるキャビテーションの発生も少なく、
ＳＯＯ％以上の大きな超塑性特性を示していることが判
る。また本発明実施例による試料では、最大の伸びを示
す歪速度（最適歪速度）がいずれも１Ｇ−３／秒のオー
ダーであり、従来の静的再結晶利用超塑性材の最適歪速
度が１０″４／秒のオーダーであったことを考慮すれば
、従来よりも１桁速い速度で成形できることが明らかで
ある。

さらに合金Ｂについて第２表の条件番号２のプロセスを
適用した本発明実施例による試料と、従来のＡｌｌ超超
塑性加工用材料して知られているＡＡ規格の７４７５合
金につ（Ｘで、次のように強度と耐食性を比較する実験
を行なった。すなわち、超塑性加工後の状態に相当する
状態での強度と耐食性を評価するため、５０ｓＸ　　１
５Ｇａｇの板について超塑性加工での熱ＩＩ歴に相当す
る４５０℃×３０分保持１ｓｏ℃／ｈｒで冷却する超塑
性加工熱Ｈ歴シミュレーションを行なった後、硬さを調
べ、さらにＪＩｓ　　２２３７１による５００時間の塩
水噴霧試験を行なって耐食性を評価した。その結果を第
４表に示す。

第　　４　　表 従来材の７４７５合金は、超塑性加工後に再溶体化焼入
処理を行なえば硬さがＨｖ　１８０程度と著しく高強度
化するが、超塑性加工のままでは第４表に示すように硬
さＨｖ６１と低強度であり、これに対し本発明材では超
塑性加工のままでもＨｖ９１と高強度を示すことが確認
された。また塩水噴霧試験の結果は、本発明材ではほと
んど変化が認められなかったが、７４７５合金では表面
の変色が激しく、明らかに耐食性が劣っていた。

発明の効果 以上の実施例からも明らかなように、この発明による超
塑性加工用アルミニウム合金圧延板は、最大の超塑性伸
びを示す最適歪速度が１０−３／秒のオーダーと速く、
しかも超塑性変形時にキャビテーションを発生するおそ
れが少ないなど、優れた超塑性特性を示すことができ、
またそればかりでなく、超塑性加工の後に改めて熱処理
を施すことなく超塑性加工のままで高い強度を示すこと
ができるとともに、耐食性にも著しく優れており、した
がって超塑性加工用材料として実際に使用する上におい
て有意義なものである。

出願人　　スカイアルミニウム株式会社代理人　　弁理
士　　豊　１）武　久 （ほか１名）

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｇ０．５〜３．８ｗｔ％を含有し、かつＭｎ０
   ．８〜３．５ｗｔ％、Ｃｒ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ
   ０．１〜０．４ｗｔ％、Ｖ０．１〜０．４ｗｔ％のうち
   から選ばれた１種または２種以上を含有し、残部が実質
   的にＡｌおよび不可避的不純物よりなり、しかもマトリ
   ックス中の金属間化合物の最大径が７μｍ以下であるこ
   とを特徴とする超塑性加工用アルミニウム合金圧延板。
2. （２）Ｍｇ０．５〜３．８ｗｔ％を含有し、かつＭｎ０
   ．８〜３．５ｗｔ％、Ｃｒ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ
   ０．１〜０．４ｗｔ％、Ｖ０．１〜０．４ｗｔ％のうち
   から選ばれた１種または２種以上を含有し、残部が実質
   的にＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合
   金溶湯を、厚さ３〜１５ｍｍの板に連続鋳造し、得られ
   た連続鋳造板にただちに、もしくは冷間加工を行なった
   後、４５０〜６３０℃の範囲内の温度に３０分〜２４時
   間加熱保持する均質化処理を行ない、その後圧延率３０
   ％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする超塑性加工用
   アルミニウム合金圧延板の製造方法。
3. （３）Ｍｇ０．５〜３．８ｗｔ％を含有し、かつＭｎ０
   ．８〜３．５ｗｔ％、Ｃｒ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ
   ０．１〜０．４ｗｔ％、Ｖ０．１〜０．４ｗｔ％のうち
   から選ばれた１種または２種以上を含有し、残部が実質
   的にＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合
   金溶湯を、厚さ３〜１５ｍｍの板に連続鋳造し、得られ
   た連続鋳造板にただちに、もしくは冷間加工を行なった
   後、４５０〜６３０℃の範囲内の温度に３０分〜２４時
   間加熱保持する均質化処理を行ない、その後圧延率３０
   ％以上の冷間圧延を施し、さらに１℃／ｓｅｃ以上の昇
   温速度で４００〜６００℃の範囲内の温度に加熱する最
   終焼鈍を行なうことを特徴とする超塑性加工用アルミニ
   ウム合金圧延板の製造方法。