JPS6149796A - 拡散接合用超塑性アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
拡散接合用超塑性アルミニウム合金の製造方法Info
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- JPS6149796A JPS6149796A JP59169780A JP16978084A JPS6149796A JP S6149796 A JPS6149796 A JP S6149796A JP 59169780 A JP59169780 A JP 59169780A JP 16978084 A JP16978084 A JP 16978084A JP S6149796 A JPS6149796 A JP S6149796A
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- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/001—Interlayers, transition pieces for metallurgical bonding of workpieces
- B23K35/002—Interlayers, transition pieces for metallurgical bonding of workpieces at least one of the workpieces being of light metal
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/016—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of aluminium or aluminium alloys
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- Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
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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
本発明は拡散接合用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、拡散接合を可能にした微細粒
超塑性アルミニウム合金の製造方法に関する。
に関し、さらに詳しくは、拡散接合を可能にした微細粒
超塑性アルミニウム合金の製造方法に関する。
本発明に係る拡散接合用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（ｎｅｃｋ口＋ｇ）なしに数百〜数千％という巨
大な伸びを生じる現象であり、恒温変態を利用した変態
超塑性と微細結晶粒材料に見られる微細粒超塑性との２
つに大別され、因に本発明は拡散接合ができる微細粒超
塑性アルミニウム合金の製造方法である。
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（ｎｅｃｋ口＋ｇ）なしに数百〜数千％という巨
大な伸びを生じる現象であり、恒温変態を利用した変態
超塑性と微細結晶粒材料に見られる微細粒超塑性との２
つに大別され、因に本発明は拡散接合ができる微細粒超
塑性アルミニウム合金の製造方法である。
［従来技術］
一般に微細粒超塑性を起させるためには、その材料の結
晶粒径を制御することが必須であって、一方、拡散接合
（ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｌ）ｏｎｄｉｎｇ）とは材料の
融点以下の温度で材料同志を加圧して金属原子同志が互
に拡散して強固に結合することを利用した接合法である
。
晶粒径を制御することが必須であって、一方、拡散接合
（ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｌ）ｏｎｄｉｎｇ）とは材料の
融点以下の温度で材料同志を加圧して金属原子同志が互
に拡散して強固に結合することを利用した接合法である
。
そして、拡散接合を起させるためには、温度、圧力、時
間等の外的条件の池に材料の結晶粒が細かいこと、表面
の酸化膜が破壊され易いこと、接合面が塑性変形し易い
こと等が必要な条件である。
間等の外的条件の池に材料の結晶粒が細かいこと、表面
の酸化膜が破壊され易いこと、接合面が塑性変形し易い
こと等が必要な条件である。
従って、超塑性材のように微細な結晶粒を有し、かつ、
比較的低い応力で変形する材料では拡散接合が有望視さ
れるのである。
比較的低い応力で変形する材料では拡散接合が有望視さ
れるのである。
しかして、従来のＡｌ−ＺｎＭｇ系、Ａｌ−Ｃｕ系等の
超塑性アルミニウム合金では、表面の酸化膜がかなり丈
夫であるため拡散接合が困難であり、超塑性アルミニウ
ム合金を使用して構造体を製造するのに大きな障害とな
っていたのである。
超塑性アルミニウム合金では、表面の酸化膜がかなり丈
夫であるため拡散接合が困難であり、超塑性アルミニウ
ム合金を使用して構造体を製造するのに大きな障害とな
っていたのである。
［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従来において困難であった拡散
接合を可能にした微細粒超塑性アルミニウム合金を製造
する方法を提供するものである。
接合を可能にした微細粒超塑性アルミニウム合金を製造
する方法を提供するものである。
［間ｍ点を解決するだめの手段］
本発明に係る拡散接合用超塑性アルミニウム合金の製造
方法は、 （１） Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ系、ＡｌＭｇ−８
ｉ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ Ｌｉ系の各合金よ
り選んだ１種類の合金を均質熱化処理して芯材とし、Ｓ
ｉ ０６Ｌｏｕｔ％未満、Ｆｅ ０．２０ｗｔ％朱ｉＥ
、他の元素０．１５ｗｔ％未満 の純度９９．５ｗｔ％以上のアルミニウムを皮卆才とし
、 熱間合せ圧延により片面或ν１は両面のクラ・ノド材と
した後、３５０〜５５０℃の温度にお（１て１段階或い
は２段階の加熱保持を行なり・、３０℃／ Ｈｒ以上の
冷却速度で冷却してから少なくとも３０％以」二の冷間
圧延を行なうか或（・は２０〜６０％の冷間圧延を行な
った後、３００℃以下の低）孟４欠イヒ焼鈍と冷間圧延
を１回以上行なうことを１与徴とする拡散接合用超塑性
アルミニウム合金の製造方法を第１の発明とし、 （２） Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−ＭｇＳ
ｉ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｎ旬系、ＡｌＬｉ系の各合金よ１）
選んだ１種類の合金を均質化熱処理して芯ヰ１とし、Ｓ
ｉ ０．１０＋＋＋ｔ％未満、Ｆ’ｅ ０．２０ｗｔ％
未にシｊ、他の元素０６１騒し％未テ；）１ｈ の純度９９．５ｗｔ％以上のアルミニウムを皮ヰ才とし
、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクララに材とした
後、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を３０％以上の冷間圧延を行な
うか或いは２０〜６０％の冷間圧延を行なった後、３
ｔ） ０ ℃以下の低温軟化焼鈍と冷間圧延を１回以上
行ない、さらに、 １００℃／Ｈｒ以上の速度で３５０〜５５０℃に加熱し
、この３５０〜５５０℃の温度で加熱軟化処理を行なう
ことを特徴とする拡散接合用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。 一本発明に係る拡散接合用超塑性アルミニウ
ム合金の製造方法について以下詳細に説明する。
方法は、 （１） Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ系、ＡｌＭｇ−８
ｉ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ Ｌｉ系の各合金よ
り選んだ１種類の合金を均質熱化処理して芯材とし、Ｓ
ｉ ０６Ｌｏｕｔ％未満、Ｆｅ ０．２０ｗｔ％朱ｉＥ
、他の元素０．１５ｗｔ％未満 の純度９９．５ｗｔ％以上のアルミニウムを皮卆才とし
、 熱間合せ圧延により片面或ν１は両面のクラ・ノド材と
した後、３５０〜５５０℃の温度にお（１て１段階或い
は２段階の加熱保持を行なり・、３０℃／ Ｈｒ以上の
冷却速度で冷却してから少なくとも３０％以」二の冷間
圧延を行なうか或（・は２０〜６０％の冷間圧延を行な
った後、３００℃以下の低）孟４欠イヒ焼鈍と冷間圧延
を１回以上行なうことを１与徴とする拡散接合用超塑性
アルミニウム合金の製造方法を第１の発明とし、 （２） Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−ＭｇＳ
ｉ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｎ旬系、ＡｌＬｉ系の各合金よ１）
選んだ１種類の合金を均質化熱処理して芯ヰ１とし、Ｓ
ｉ ０．１０＋＋＋ｔ％未満、Ｆ’ｅ ０．２０ｗｔ％
未にシｊ、他の元素０６１騒し％未テ；）１ｈ の純度９９．５ｗｔ％以上のアルミニウムを皮ヰ才とし
、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクララに材とした
後、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を３０％以上の冷間圧延を行な
うか或いは２０〜６０％の冷間圧延を行なった後、３
ｔ） ０ ℃以下の低温軟化焼鈍と冷間圧延を１回以上
行ない、さらに、 １００℃／Ｈｒ以上の速度で３５０〜５５０℃に加熱し
、この３５０〜５５０℃の温度で加熱軟化処理を行なう
ことを特徴とする拡散接合用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。 一本発明に係る拡散接合用超塑性アルミニウ
ム合金の製造方法について以下詳細に説明する。
先ず、本発明に係る拡散接合用超塑性アルミニウム合金
の製造方法における熱処理方法および加工方法について
説明する。
の製造方法における熱処理方法および加工方法について
説明する。
ＡｌＺｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ
Ｌｉ系合金の所定の含有成分および成分割合のアル
ミニウム合金を通常の方法或いは不活性雰囲気中（特に
、）＼１−Ｌｉ系合金）で鋳造して作製された鋳塊は、
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
聞圧延性を向上させるために通常４００〜５５０ ℃の
温那において充分な１寺間均質化熱処理を行なって芯祠
とする。
Ｌｉ系合金の所定の含有成分および成分割合のアル
ミニウム合金を通常の方法或いは不活性雰囲気中（特に
、）＼１−Ｌｉ系合金）で鋳造して作製された鋳塊は、
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
聞圧延性を向上させるために通常４００〜５５０ ℃の
温那において充分な１寺間均質化熱処理を行なって芯祠
とする。
一方、Ｓｉ ０．１０ｗｔ％未満、Ｆｅ ０．２０ｗｔ
％未：：ｈｉおよび他元素０．１Ｆｏｕｔ％未満である
純度９９，５ｕｉｔ％の純アルミニウムの皮材は、通常
の方法で溶製後鋳遺して鋳塊としｔこ後、４００〜６０
０ ℃の温度において均質化熱処理を行なって、３００
〜５００℃の温度において熱間圧延により所定の板厚に
加工される。
％未：：ｈｉおよび他元素０．１Ｆｏｕｔ％未満である
純度９９，５ｕｉｔ％の純アルミニウムの皮材は、通常
の方法で溶製後鋳遺して鋳塊としｔこ後、４００〜６０
０ ℃の温度において均質化熱処理を行なって、３００
〜５００℃の温度において熱間圧延により所定の板厚に
加工される。
次いで、皮材を芯材の片面或いは両面に重ねてから、４
００〜５５０℃の温度に再加熱を行ない、３００〜５５
０℃の温度において熱間合せ圧延を行なって所定の板厚
まで加工するが、この時芯材および皮材は熱間ファイバ
ー組織になるの同時に、芯材にはＣｕ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｓ
ｉ、Ｌｉ等の析出物およびＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ等の
遷移元素の一部が組織中に部分析出する。さらに、この
熱間加工後に好ましくは、３０％以上の冷間加工を行な
うことにより、より微細粒の材料が得られ、超塑性伸び
も大きくなる。
００〜５５０℃の温度に再加熱を行ない、３００〜５５
０℃の温度において熱間合せ圧延を行なって所定の板厚
まで加工するが、この時芯材および皮材は熱間ファイバ
ー組織になるの同時に、芯材にはＣｕ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｓ
ｉ、Ｌｉ等の析出物およびＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ等の
遷移元素の一部が組織中に部分析出する。さらに、この
熱間加工後に好ましくは、３０％以上の冷間加工を行な
うことにより、より微細粒の材料が得られ、超塑性伸び
も大きくなる。
この熱間加工後に、３５０〜５５Ｑ℃の温度で０．５〜
２０Ｈｒの加熱保持をしてから、少なくとも３０℃／Ｈ
ｒ以上、好ましくは１０（１’ｃ／Ｈｒ以上の冷却速度
で冷却して固溶元素の強制固溶を図る。
２０Ｈｒの加熱保持をしてから、少なくとも３０℃／Ｈ
ｒ以上、好ましくは１０（１’ｃ／Ｈｒ以上の冷却速度
で冷却して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
鈍炉により４００〜５５０℃の温度で１０ｓｅｃ〜１０
＋ｎｉｎ間行なってもよく、この加熱保持により芯材中
のＣｕ、Ｍｇｓ Ｚｎ、ｓｉ、Ｌｉ等は固溶され、一方
、遷移元素のＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎ等はＡ１と金属間化合物
Ｚ ｒ Ａ ｌ ３、Ｃｒ ２ Ｍ Ｂ ） Ａ ｌ
ｌｓ、ＭｎＡｌａ等を析出する。しかして、この１段の
加熱保持後の冷却速度が１００℃／Ｈｒ未満では微細粒
が得られず伸びか畠にくくなる。
鈍炉により４００〜５５０℃の温度で１０ｓｅｃ〜１０
＋ｎｉｎ間行なってもよく、この加熱保持により芯材中
のＣｕ、Ｍｇｓ Ｚｎ、ｓｉ、Ｌｉ等は固溶され、一方
、遷移元素のＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎ等はＡ１と金属間化合物
Ｚ ｒ Ａ ｌ ３、Ｃｒ ２ Ｍ Ｂ ） Ａ ｌ
ｌｓ、ＭｎＡｌａ等を析出する。しかして、この１段の
加熱保持後の冷却速度が１００℃／Ｈｒ未満では微細粒
が得られず伸びか畠にくくなる。
犬に、加熱保持を２段階で行なう場合について説明する
と、先ず、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０．５〜５
０Ｈｒ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。この場合、加熱保持の温度が高
い程時間は短時間でよい。
と、先ず、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０．５〜５
０Ｈｒ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。この場合、加熱保持の温度が高
い程時間は短時間でよい。
この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、続いて
行なう第２回の加熱保持により遷移元素のＺｒ、 Ｃｒ
、 ｈｉｎ等とＡｌとの金属間化合物ＺｒＡ１．、Ｃｒ
２ｔｖｉｇ３ＡｌＨ１Ｍ ｎ Ａ ｌ ６等が析出する
。
析出している溶質元素はその大部分が固溶され、続いて
行なう第２回の加熱保持により遷移元素のＺｒ、 Ｃｒ
、 ｈｉｎ等とＡｌとの金属間化合物ＺｒＡ１．、Ｃｒ
２ｔｖｉｇ３ＡｌＨ１Ｍ ｎ Ａ ｌ ６等が析出する
。
そして、この２段階の加熱保持は、加熱保持を１段階で
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、 ＭＨ，Ｚｎ、Ｓｉ、Ｌｉ等の
Ａ１との高温時効析出物が形成されるために、加熱保持
後の冷却速度が３０℃／Ｈｒと遅くなってもよく、製造
がより容易となり、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
れて超塑性伸びの大きい材料が得られる。
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、 ＭＨ，Ｚｎ、Ｓｉ、Ｌｉ等の
Ａ１との高温時効析出物が形成されるために、加熱保持
後の冷却速度が３０℃／Ｈｒと遅くなってもよく、製造
がより容易となり、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
れて超塑性伸びの大きい材料が得られる。
また、この２段階加熱保持後の冷却速度が３０℃／ Ｈ
ｒ未満になると微細粒が得られ難くなる。
ｒ未満になると微細粒が得られ難くなる。
これらの加熱保持により熱間ファ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、続いて行なう冷間加工により転位が導入
され易くなり、かつ、Ｚｒ、Ｃｒｓ Ｍｎ等の析出粒子
により次の冷間加工後の超塑性温度域における加熱によ
って、材料中に生成される微細粒組織が保持されて超塑
性方体１−られる。
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、続いて行なう冷間加工により転位が導入
され易くなり、かつ、Ｚｒ、Ｃｒｓ Ｍｎ等の析出粒子
により次の冷間加工後の超塑性温度域における加熱によ
って、材料中に生成される微細粒組織が保持されて超塑
性方体１−られる。
次に、加熱保持後の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。或いは、２０〜６０％の冷開加工とこれに続
く３００℃以下の低温軟化焼鈍とを１回以上行なうこと
らでき、この低温軟化焼鈍を導入することによｊ）結晶
粒はさらに微細化される。
した後、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。或いは、２０〜６０％の冷開加工とこれに続
く３００℃以下の低温軟化焼鈍とを１回以上行なうこと
らでき、この低温軟化焼鈍を導入することによｊ）結晶
粒はさらに微細化される。
このようにして冷開加工された材料には、高い歪二不ル
ギ゛−を有する転位の下部ｓｎ糧が高密度に形成されて
いる。
ギ゛−を有する転位の下部ｓｎ糧が高密度に形成されて
いる。
この材料を引続き、通常０ 、５ Ｔｈ＋ｉＴ＋ｎ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、４・１゛
科中の高密度の転位組風を起点として新しい結晶粒か形
成され、従って、転位密度は高密度である程微細粒組織
が得られる。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させるため、転位が移動して結晶粒
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、４・１゛
科中の高密度の転位組風を起点として新しい結晶粒か形
成され、従って、転位密度は高密度である程微細粒組織
が得られる。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させるため、転位が移動して結晶粒
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。
従って、本発明に係る拡散接合用超塑性アルミニウム合
金の製造方法における熱処理においては、熱間加工後の
一段階或いは二段階の加熱保持により形成されたＺ ｒ
Ａ ｌ ｓ、Ｃｒ２ＭｇｚＡ１．ｌｌ、ＭｎＡｌ６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
動を阻止して、微細結晶粒組織を保持しているのである
。即ち、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。
金の製造方法における熱処理においては、熱間加工後の
一段階或いは二段階の加熱保持により形成されたＺ ｒ
Ａ ｌ ｓ、Ｃｒ２ＭｇｚＡ１．ｌｌ、ＭｎＡｌ６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
動を阻止して、微細結晶粒組織を保持しているのである
。即ち、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。
加熱後の加圧（通常はＡｒ等の不活性ガスが用ν・られ
る。）により材料は超塑性変形して接合面を埋めると同
時に、微細粒のため単位体積当りの粒界の占める割合も
多く、この粒界を通して拡散原子が優先的に拡ｒｒｌ
（粒界拡散）される。このような理由により、通常の粗
大粒材料より拡散接合特性が優れているのである。
る。）により材料は超塑性変形して接合面を埋めると同
時に、微細粒のため単位体積当りの粒界の占める割合も
多く、この粒界を通して拡散原子が優先的に拡ｒｒｌ
（粒界拡散）される。このような理由により、通常の粗
大粒材料より拡散接合特性が優れているのである。
なお、本発明に係る拡散接合用超塑性アルミニウム合金
の製造方法において使用する皮材は、Ｓｉ０．１０ｗｔ
％未満、Ｆｅ ０．２０ｗｔ％未満および他の元素０、
１５ｗｔ％未満である純度９９．５ｗｔ％以上の純アル
ミニウム系合金であるので、従来のように、Ｃｕ。
の製造方法において使用する皮材は、Ｓｉ０．１０ｗｔ
％未満、Ｆｅ ０．２０ｗｔ％未満および他の元素０、
１５ｗｔ％未満である純度９９．５ｗｔ％以上の純アル
ミニウム系合金であるので、従来のように、Ｃｕ。
ＭＨ，Ｚｎ、Ｌｉ等の極めて強固な酸化膜に覆われてい
るアルミニウム合金同志の拡散接合と比較して、酸化膜
が薄く、かつ、除去し易いことがら濠れた拡散接合性を
有している。
るアルミニウム合金同志の拡散接合と比較して、酸化膜
が薄く、かつ、除去し易いことがら濠れた拡散接合性を
有している。
さらに、本発明に係る拡散接合用超塑性アルミ・ニウム
合金の製造方法により製造された材料は、冷間加工した
ままの状態で超塑性加工を行なってもよいが、冷間加工
後に、１．０’Ｏ℃／ Ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、
３５０〜５５０℃の温度で４欠化してか呟拡散接合に使
用すること力ｔ″Ｃ−ｂる。
合金の製造方法により製造された材料は、冷間加工した
ままの状態で超塑性加工を行なってもよいが、冷間加工
後に、１．０’Ｏ℃／ Ｈｒ以上の加熱速度で加熱し、
３５０〜５５０℃の温度で４欠化してか呟拡散接合に使
用すること力ｔ″Ｃ−ｂる。
次に、本発明に係る拡散接合用超塑性アルミニウム合金
の製造方法にお（１て対象となるアルミニウム合金につ
いて説明する。
の製造方法にお（１て対象となるアルミニウム合金につ
いて説明する。
Ａｌ ＣＬＩ系アルアルミニウム合金Ｃｕ ２−７ｕ
＋Ｌ％を必須成分として含有し、Ｍｇ ２．５ｗｔ％以
下、５１２ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜２．Ｏｕ＋Ｌ
％、Ｏｒ ０．０５〜０．５ｕ＋ｊ％、 Ｚｒ ０
．０５−０，５ｗｔ％、 Ｖ ０．０５〜０．５ｗ
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Ａ１および゛不純物からな
るアルミニウム合金である。
＋Ｌ％を必須成分として含有し、Ｍｇ ２．５ｗｔ％以
下、５１２ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜２．Ｏｕ＋Ｌ
％、Ｏｒ ０．０５〜０．５ｕ＋ｊ％、 Ｚｒ ０
．０５−０，５ｗｔ％、 Ｖ ０．０５〜０．５ｗ
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Ａ１および゛不純物からな
るアルミニウム合金である。
Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ｍｇ２〜７ｕ＋Ｌ％
を必須成分として含有し、Ｍｎ ０．０５〜１，５ｕ＋
Ｌ％、Ｃｒ ０．０５−０，５ｗｔ％、 Ｚｒ
０．０５−０，５ｗｔ％、Ｖ ０６０５〜０，５ｗｔ
％、Ｔｉ０．１５田ｔ％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
ミニウム合金である。
を必須成分として含有し、Ｍｎ ０．０５〜１，５ｕ＋
Ｌ％、Ｃｒ ０．０５−０，５ｗｔ％、 Ｚｒ
０．０５−０，５ｗｔ％、Ｖ ０６０５〜０，５ｗｔ
％、Ｔｉ０．１５田ｔ％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
ミニウム合金である。
ｌＸｌ Ｍｇ Ｓｉ系アルミニウム合金は、ＭＨｏ
、５〜２．０田Ｌ％、Ｓｉ０．３〜５．Ｏｕ＋Ｌ％を必
須成分として含有し、Ｃｕ １ｕｓｔ％以下、Ｍｎ ０
．５−１．５ｕ＋Ｌ％、Ｃｒ ０．０５−０．５ｗｔ％
、Ｚｒ ０００５−０．５ｗｔ％、■０．０５〜０．５
ｗｔ％、Ｔｉ０．１５田ｔ％以下の中から選んだ１種ま
たは２種以上を含有し、残部Ａ＋および不純物からなる
アルミニウム合金である。
、５〜２．０田Ｌ％、Ｓｉ０．３〜５．Ｏｕ＋Ｌ％を必
須成分として含有し、Ｃｕ １ｕｓｔ％以下、Ｍｎ ０
．５−１．５ｕ＋Ｌ％、Ｃｒ ０．０５−０．５ｗｔ％
、Ｚｒ ０００５−０．５ｗｔ％、■０．０５〜０．５
ｗｔ％、Ｔｉ０．１５田ｔ％以下の中から選んだ１種ま
たは２種以上を含有し、残部Ａ＋および不純物からなる
アルミニウム合金である。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ｚｎ３〜ｈｔ
％、Ｍｇ ０．５〜３ｗｔ％を必須成分として含有し、
Ｃｕ３ｗし％以下、Ｍｎ ０．０５−２．Ｏｗｔ％、Ｃ
ｒ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０５−０，５ｗ
ｔ％、■０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０．１５ｗｔ
％の中から選んだ１種または２種以上を含有し、残部Ａ
１および不純物からなるアルミニウム合金である。
％、Ｍｇ ０．５〜３ｗｔ％を必須成分として含有し、
Ｃｕ３ｗし％以下、Ｍｎ ０．０５−２．Ｏｗｔ％、Ｃ
ｒ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ ０．０５−０，５ｗ
ｔ％、■０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ ０．１５ｗｔ
％の中から選んだ１種または２種以上を含有し、残部Ａ
１および不純物からなるアルミニウム合金である。
Ａｌ−Ｌｉ系アルミニウム合金は、Ｌｉｌ〜５ｗｔ％を
必須成分として含有し、Ｓｉ ０．３〜２ｗｔ％、Ｃｕ
０．５〜５ｗｔ％、Ｍｇ ０．５〜６ｗｔ％、Ｚｎ ０
．５−６ｗｔ％、Ｃｒ ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ
０．０５−０，５ｕｌｔ％、＼ｉ０．０５〜０．ｈｔ
％、Ｍｎ ０．５−２．Ｏｗｔ％、Ｈｆ ０．０５−１
゜−し％あ中から選んだ１種または２種以上を含有し、
残部Ａ１および不純物からなるアルミニウム。
必須成分として含有し、Ｓｉ ０．３〜２ｗｔ％、Ｃｕ
０．５〜５ｗｔ％、Ｍｇ ０．５〜６ｗｔ％、Ｚｎ ０
．５−６ｗｔ％、Ｃｒ ０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ
０．０５−０，５ｕｌｔ％、＼ｉ０．０５〜０．ｈｔ
％、Ｍｎ ０．５−２．Ｏｗｔ％、Ｈｆ ０．０５−１
゜−し％あ中から選んだ１種または２種以上を含有し、
残部Ａ１および不純物からなるアルミニウム。
合金である。
次に、本発明に係る拡散接合用Ｍ塑性アルミニウム合金
の製造方法におい゛ζ便用する皮材としてのアルミニウ
ムについて説明する。
の製造方法におい゛ζ便用する皮材としてのアルミニウ
ムについて説明する。
Ｆｅ含有量が０．２０ｗｔ％、Ｓｉ含有量か０．１０ｗ
ｔ％を越えて含有されると鋳造時生成する晶出化合物が
多くなるため、材料の変形能を低下させ拡散接合能か低
下するのでＦｅ含有量は０．２軸Ｌ％未７＋：Ｎｉ、Ｓ
；含有量は０．１０ｗｔ％未満とし、また、アルミニウ
ムの純度が９９，５ｗｔ％未満になると拡散接合能が低
下するのでアルミニウム純度は９９．５ｗｔ％以上とす
る。そして、その他の元素は０．１５ｗｔ％を越えて含
有されると、表面酸化膜の形成や晶出物の生成等拡散接
合上有害となるので、池元素の含有量は０．１５ｗｔ％
未満とする。なお、結晶粒微細化元素として、Ｔｉ ０
．０５ｗｔ％以下含有させることかできる。
ｔ％を越えて含有されると鋳造時生成する晶出化合物が
多くなるため、材料の変形能を低下させ拡散接合能か低
下するのでＦｅ含有量は０．２軸Ｌ％未７＋：Ｎｉ、Ｓ
；含有量は０．１０ｗｔ％未満とし、また、アルミニウ
ムの純度が９９，５ｗｔ％未満になると拡散接合能が低
下するのでアルミニウム純度は９９．５ｗｔ％以上とす
る。そして、その他の元素は０．１５ｗｔ％を越えて含
有されると、表面酸化膜の形成や晶出物の生成等拡散接
合上有害となるので、池元素の含有量は０．１５ｗｔ％
未満とする。なお、結晶粒微細化元素として、Ｔｉ ０
．０５ｗｔ％以下含有させることかできる。
［実施例１
本発明に係る拡散接合用Ｍ塑性アルミニウム合金の製造
方法について実施例を説明する。
方法について実施例を説明する。
実施例１
第１表に示す代表的なＡｌ Ｚｏ Ｍｇ系、Ａｌ−
Ｃｕ系、Ａｌ Ｍｇ系、Ａｌ ＭＢ Ｓｉ、ｖ、
およびＡｌＬｉ系のアルミニウム合金の芯材と純Ａ Ｉ
Ｍの皮材とを作製し、第２表に示す製造加工条件によ
り最終板厚２ 、５ ｍｂ＋の合せ材（片面クラッド率
３％）を製造した。
Ｃｕ系、Ａｌ Ｍｇ系、Ａｌ ＭＢ Ｓｉ、ｖ、
およびＡｌＬｉ系のアルミニウム合金の芯材と純Ａ Ｉ
Ｍの皮材とを作製し、第２表に示す製造加工条件によ
り最終板厚２ 、５ ｍｂ＋の合せ材（片面クラッド率
３％）を製造した。
これらの超塑性特性を第３表に示す。優れた超塑性伸び
を示していることがわかる。
を示していることがわかる。
次に、拡散接合試験結果を第４表に示す。
比較材（１）は第１表のＮｏ、 １− Ｎｏ、 ５の合
金て・微細粒の超塑性材（厚さ２．５＋Ｉ１ｍ）を作成
し、芯材だけで拡散接合したものである。
金て・微細粒の超塑性材（厚さ２．５＋Ｉ１ｍ）を作成
し、芯材だけで拡散接合したものである。
比較材（２）は通常の方法によって厚さ２ 、５ ｍａ
Ｉｌの合せ材（片面クラッド率３％）を作成し、拡散接
合したものである。
Ｉｌの合せ材（片面クラッド率３％）を作成し、拡散接
合したものである。
この第４表から明らかなように、本発明に係る拡散接合
試験結果アルミニウム合金の製造方法による材料は俟れ
た拡散接合性を示しており、比較材はその何れもが拡散
接合性が不良であることがわかる。
試験結果アルミニウム合金の製造方法による材料は俟れ
た拡散接合性を示しており、比較材はその何れもが拡散
接合性が不良であることがわかる。
実施例２
実施例１に示すＮｏ、１合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｎ話系合金
）を芯材とし、第５表に示す３種類の純Ａｌを皮材とし
、第２表の供試材Ａと同じ製造条件で厚さ２ 、５１１
１ｈ＋の合せ材（片面クラッド率３％）を作製した。
）を芯材とし、第５表に示す３種類の純Ａｌを皮材とし
、第２表の供試材Ａと同じ製造条件で厚さ２ 、５１１
１ｈ＋の合せ材（片面クラッド率３％）を作製した。
その超塑性特性は第６表に示すように、特に、純度９９
．５ｗｔ％以上の供試材ＧおよびＨが同じくＦに比べて
優れていることは明らかである。
．５ｗｔ％以上の供試材ＧおよびＨが同じくＦに比べて
優れていることは明らかである。
次に、拡散接合試験結果を第７表に示す。
この第７表から明らかであるが、Ｆｅ、Ｓｉ含有量を規
制したＨ材が最も良好な拡散接合性を示していることが
わかる。また、Ｆｅ、Ｓｉ含有量の多いＦ材は拡散接合
性は不良であることがわかる。
制したＨ材が最も良好な拡散接合性を示していることが
わかる。また、Ｆｅ、Ｓｉ含有量の多いＦ材は拡散接合
性は不良であることがわかる。
２）拡散接合性： ◎ 〉 ○
〉 ×極めて良好 良好 不
良［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係る拡散接合用超塑性ア
ルミニウム合金の製造方法は上記に説明した構成を有し
ているものであるから、アルミニウム合金と純アルミニ
ウムのクラ・ンド材の拡散接合を可能とした微細＃１．
超塑性アルミニウム合金を製造できるという優れた効果
を有するものである。
〉 ×極めて良好 良好 不
良［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係る拡散接合用超塑性ア
ルミニウム合金の製造方法は上記に説明した構成を有し
ているものであるから、アルミニウム合金と純アルミニ
ウムのクラ・ンド材の拡散接合を可能とした微細＃１．
超塑性アルミニウム合金を製造できるという優れた効果
を有するものである。
Claims (2)
- （１）Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｌｉ系の各合金より選
んだ１種類の合金を均質熱化処理して芯材とし、Ｓｉ０
．１０ｗｔ％未満、Ｆｅ０．２０ｗｔ％未満、他の元素
０．１５ｗｔ％未満の純度９９．５ｗｔ％以上のアルミ
ニウムを皮材とし、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクラッド材とした
後、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％以上の冷間圧延を行なう
か或いは２０〜６０％の冷間圧延を行なった後、３００
℃以下の低温軟化焼鈍と冷間圧延を１回以上行なうこと
を特徴とする拡散接合用超塑性アルミニウム合金の製造
方法。 - （２）Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｌｉ系の各合金より選
んだ１種類の合金を均質化熱処理して芯材とし、Ｓｉ０
．１０ｗｔ％未満、Ｆｅ０．２０ｗｔ％未満、他の元素
０．１５ｗｔ％未満の純度９９．５ｗｔ％以上のアルミ
ニウムを皮材とし、 熱間合せ圧延により片面或いは両面のクラッド材とした
後、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を３０％以上の冷間圧延を行なう
か或いは２０〜６０％の冷間圧延を行なった後、３００
℃以下の低温軟化焼鈍と冷間圧延を１回以上行ない、さ
らに、１００℃／Ｈｒ以上の速度で３５０〜５５０℃に
加熱し、この３５０〜５５０℃の温度で加熱軟化処理を
行なうことを特徴とする拡散接合用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 |
|---|---|---|---|
| JP59169780A JPS6149796A (ja) | 1984-08-14 | 1984-08-14 | 拡散接合用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 |
|---|---|---|---|
| JP59169780A JPS6149796A (ja) | 1984-08-14 | 1984-08-14 | 拡散接合用超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6149796A true JPS6149796A (ja) | 1986-03-11 |
Family
ID=15892724
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59169780A Pending JPS6149796A (ja) | 1984-08-14 | 1984-08-14 | 拡散接合用超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6149796A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006053701A3 (en) * | 2004-11-16 | 2007-09-07 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Aluminium composite sheet material |
| WO2007118313A1 (en) * | 2006-04-13 | 2007-10-25 | Novelis Inc. | Cladding superplastic allows |
| US7666267B2 (en) | 2003-04-10 | 2010-02-23 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Al-Zn-Mg-Cu alloy with improved damage tolerance-strength combination properties |
| US7901789B2 (en) | 2006-05-02 | 2011-03-08 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Aluminium composite sheet material |
| US8968882B2 (en) | 2006-05-02 | 2015-03-03 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Clad sheet product |
| JP2018168468A (ja) * | 2017-03-30 | 2018-11-01 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法 |
| CN110340330A (zh) * | 2018-04-08 | 2019-10-18 | 南京理工大学 | 一种多尺度析出异质层状结构铝合金的制备方法 |
| US10472707B2 (en) | 2003-04-10 | 2019-11-12 | Aleris Rolled Products Germany Gmbh | Al—Zn—Mg—Cu alloy with improved damage tolerance-strength combination properties |
-
1984
- 1984-08-14 JP JP59169780A patent/JPS6149796A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10472707B2 (en) | 2003-04-10 | 2019-11-12 | Aleris Rolled Products Germany Gmbh | Al—Zn—Mg—Cu alloy with improved damage tolerance-strength combination properties |
| US7666267B2 (en) | 2003-04-10 | 2010-02-23 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Al-Zn-Mg-Cu alloy with improved damage tolerance-strength combination properties |
| WO2006053701A3 (en) * | 2004-11-16 | 2007-09-07 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Aluminium composite sheet material |
| EP3461635A1 (en) * | 2004-11-16 | 2019-04-03 | Aleris Aluminum Duffel BVBA | Aluminium composite sheet material |
| US8846209B2 (en) | 2004-11-16 | 2014-09-30 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Aluminium composite sheet material |
| EP2015933A4 (en) * | 2006-04-13 | 2012-05-02 | Novelis Inc | PLATING SUPER-PLASTIC ALLOYS |
| US7762310B2 (en) | 2006-04-13 | 2010-07-27 | Novelis Inc. | Cladding superplastic alloys |
| WO2007118313A1 (en) * | 2006-04-13 | 2007-10-25 | Novelis Inc. | Cladding superplastic allows |
| US7968211B2 (en) | 2006-05-02 | 2011-06-28 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Aluminium composite sheet material |
| US7901789B2 (en) | 2006-05-02 | 2011-03-08 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Aluminium composite sheet material |
| US8968882B2 (en) | 2006-05-02 | 2015-03-03 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Clad sheet product |
| JP2018168468A (ja) * | 2017-03-30 | 2018-11-01 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法 |
| CN110340330A (zh) * | 2018-04-08 | 2019-10-18 | 南京理工大学 | 一种多尺度析出异质层状结构铝合金的制备方法 |
| CN110340330B (zh) * | 2018-04-08 | 2022-01-14 | 南京理工大学 | 一种多尺度析出异质层状结构铝合金的制备方法 |
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