JPS6157385B2 - - Google Patents
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- JPS6157385B2 JPS6157385B2 JP23060783A JP23060783A JPS6157385B2 JP S6157385 B2 JPS6157385 B2 JP S6157385B2 JP 23060783 A JP23060783 A JP 23060783A JP 23060783 A JP23060783 A JP 23060783A JP S6157385 B2 JPS6157385 B2 JP S6157385B2
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- Japan
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Description
本発明は、25μｍ以下の微細結晶粒をもつ超塑
性高力アルミニウム合金の製造法に関する。 析出硬化型アルミニウム合金を、通常の製造法
である造塊→均質化熱処理→熱間圧延→冷間圧延
→溶体化処理の工程でつくつた圧延材料は、結晶
粒径が板面で30〜100μｍあり、25μｍ以下の結
晶粒を得ようとすれば90％より高い冷間加工を与
える必要がある。 しかしながら、90％より高い加工を冷間圧延で
与えると、板端面での耳割れが生じたり、板が圧
延方向に直角に破断したりする。 そのため、例えば特開昭53−132420号公報に見
られるように、低加工度でも微細結晶粒を得る方
法が提案されている。しかしながらこの方法は過
時効処理を必要とする。 本発明は以上の従来技術に鑑み、過時効処理を
要することなく高加工度においても耳割れ、破断
等の欠点を生ずることのない超塑性高力アルミニ
ウム合金を得ることを目的とするもので、その要
旨とするところはCr0.05〜0.35％またはZr0.05〜
0.25％の少なくとも一方を含む析出硬化型アルミ
ニウム合金を常法にしたがつて熱間加工および冷
間加工し、溶体化処理温度に加熱後、0.2〜0.001
℃/secの冷却速度で冷却し、60％以上の冷間加工
を施して、400〜530℃の温度に１℃/sec以上の加
熱速度で昇温させ25μｍ以下に再結晶化させるこ
とを特徴とする超塑性高力アルミニウム合金の製
造法である。 まず本発明に用いる析出硬化型アルミニウム合
金はZn5.1〜8.1％、Mg1.8〜3.4％、Cu1.2〜2.6
％、Ti0.2％以下含むものであり、それに上記の
如くCr0.05〜0.35またはZr0.05〜0.25％の少なく
とも一方を含むものである。各成分組成の限定理
由は下記のとおりである。 Zn：5.1％未満は焼戻しによつて高い強度が得ら
れれず、8.1％を越えると応力腐食割れを発生
しやすくなる。 Mg：1.8％未満では焼戻しによつて高い強度が得
られず、3.4％を越えると圧延加工性が悪く、
また応力腐食割れを発生しやすくなる。 Cu：1.2％未満では焼戻しによつて高い強度が得
られず、2.6％を越えると圧延加工性が悪く靭
性が低下する。 Ti：0.20％以下の添加は鋳造組識の微細化、鋳造
時の鋳塊割れの防止に有効であるが、0.20％を
越えると巨大な金属間化合物が晶出する。 Cr：0.05〜0.35％の添加で、結晶粒微細化の効果
があり、かつ応力腐食割れの防止に有効であ
る。0.05％未満ではこれらの効果がなく、0.35
％を越えると巨大な金属間化合物が晶出するの
で好ましくない。 Zr：0.05〜0.25％の添加で、結晶粒微細化の効果
があり、かつ応力腐食割れの防止に有効であ
る。0.05％未満の場合にはこれらの効果がな
く、0.25％を越えると巨大な金属間化合物が晶
出するので好ましくない。 本発明においては、かかる組成の合金を熱間圧
延あるいは冷間圧延中に形成された微細な析出相
を溶体化処理温度にまで加熱して固溶させ、その
後0.2〜0.001℃/secの速度で冷却することによつ
て、過飽和な溶質原子は冷却中に析出するため
に、室温での時効硬化は小さい。このため圧延の
場合90％を越えるような冷間圧延でも耳割れや破
断が少なく、圧延が可能になる。このようにして
強加工された材料を、１℃/sec以上の加熱速度で
昇温させ再結晶化させれば、25μｍ以下の結晶粒
をもつた材料が得られる。 本発明における上記溶体化処理温度から室温ま
での冷却条件の限定理由は、冷却速度が0.2%/se
ｃより遅い場合には粒内、粒界に１μｍ以上の板
状、棒状、塊状の粗大な化合物（Ｍ相［Mg
Nn2］など）を析出し、又0.2℃/secより速い場合
には、Ｍ相の析出は全く観察されないか、観察さ
れても１μｍ以下である。このように冷却速度の
差によつて溶質元素の析出量が異なつてくる。冷
却速度が速いと焼入れ後、過飽和の溶質原子は
GPゾーンや析出相を生じやすくなる。一方冷却
速度が遅いと過飽和の溶質原子は冷却中にＭ相あ
るいはその他の化合物として粒内、粒界に析出す
る。また焼入れ後もGPゾーンや析出相が生じに
くくなる。 以上のような析出状態の差によつて冷間加工の
しやすさが異なる。0.2℃/sec以下のゆつくり冷
却した方が粗大な析出物を生じてマトリツクスの
変形抵抗は小さい。したがつて変形が容易であ
る。一方0.2℃/secよりもはやく冷却するとGPゾ
ーンや微細な析出物のために変形抵抗は大きく、
耳割れや圧延割れを生じやすい。また、0.001℃/
ｓｅｃより遅い場合には、冷却速度が非常に遅くて
経済的にメリツトが少ない。 冷間加工は加工歪を与えることで、再結晶を容
易にする。冷間加工度が66％未満では25μｍより
大きい結晶粒径となる。本系合金の場合、再結晶
粒の大きさは冷間加工度が大きいほど細かくな
る。これは冷間加工度が大きいほど強加工を受け
る領域が多くなり、また同時に転位密度も増すた
め、溶質原子はより多くの転位上に析出しやすく
なり、転位の運動が妨げられ、したがつて結晶成
長も抑えられ、再結晶粒は小さくなる。 冷間加工後再結晶させるために400〜530℃で加
熱する。300℃以下では再結晶しにくく、300〜
400℃未満になると転位上に析出した溶質原子が
凝集して化合物を形成しやすくなる。それは溶質
原子による転位の固着作用が少なくなるために、
転位が動きやすくなり、再結晶粒も大きくなるた
めと考えられる。400℃以上になると、加熱速度
が速い場合、溶質原子が凝集する前に再結晶が進
行していくものと考えられる。もちろん、溶体化
処理温度以上になれば溶質原子は固溶する。さら
に530℃を越えると合金が溶けるために再結晶は
400〜530℃で実施することが必要である。 その際の加熱速度は１℃/secより遅い場合に
は、結晶粒粗大化領域の300〜400℃をゆつくり通
過するために結晶粒が25μｍ以上となるが、加熱
速度が１℃/sec以上で速ければ速いほど結晶粒は
微細になる。 つぎに実施例について説明する。 実施例 １ ［溶体化処理温度からの冷却条件］ Zn5.7％、Mg2.4％、Cu1.6％、Cr0.20％、
Fe0.05％、Si0.04％を含有するアルミニウム合金
を、連続鋳造法により造塊して、300mm厚のスラ
ブとした。これを470℃で30時間の均質化熱処理
後、表面の偏析層を除去して、400〜450℃での熱
間圧延により６mm厚の板とした。これを482℃の
溶体化処理温度にまで加熱し、約60分間保持後、
冷却速度を変えて室温まで焼入れした。この熱処
理を施した板に65％、80％の冷間加工を与え、最
後482℃の温度にまで急速に加熱した。加熱速度
は50℃/secである。10分間保持後水焼入れして板
面の結晶粒径を調べた。その結果を表１に示す。
性高力アルミニウム合金の製造法に関する。 析出硬化型アルミニウム合金を、通常の製造法
である造塊→均質化熱処理→熱間圧延→冷間圧延
→溶体化処理の工程でつくつた圧延材料は、結晶
粒径が板面で30〜100μｍあり、25μｍ以下の結
晶粒を得ようとすれば90％より高い冷間加工を与
える必要がある。 しかしながら、90％より高い加工を冷間圧延で
与えると、板端面での耳割れが生じたり、板が圧
延方向に直角に破断したりする。 そのため、例えば特開昭53−132420号公報に見
られるように、低加工度でも微細結晶粒を得る方
法が提案されている。しかしながらこの方法は過
時効処理を必要とする。 本発明は以上の従来技術に鑑み、過時効処理を
要することなく高加工度においても耳割れ、破断
等の欠点を生ずることのない超塑性高力アルミニ
ウム合金を得ることを目的とするもので、その要
旨とするところはCr0.05〜0.35％またはZr0.05〜
0.25％の少なくとも一方を含む析出硬化型アルミ
ニウム合金を常法にしたがつて熱間加工および冷
間加工し、溶体化処理温度に加熱後、0.2〜0.001
℃/secの冷却速度で冷却し、60％以上の冷間加工
を施して、400〜530℃の温度に１℃/sec以上の加
熱速度で昇温させ25μｍ以下に再結晶化させるこ
とを特徴とする超塑性高力アルミニウム合金の製
造法である。 まず本発明に用いる析出硬化型アルミニウム合
金はZn5.1〜8.1％、Mg1.8〜3.4％、Cu1.2〜2.6
％、Ti0.2％以下含むものであり、それに上記の
如くCr0.05〜0.35またはZr0.05〜0.25％の少なく
とも一方を含むものである。各成分組成の限定理
由は下記のとおりである。 Zn：5.1％未満は焼戻しによつて高い強度が得ら
れれず、8.1％を越えると応力腐食割れを発生
しやすくなる。 Mg：1.8％未満では焼戻しによつて高い強度が得
られず、3.4％を越えると圧延加工性が悪く、
また応力腐食割れを発生しやすくなる。 Cu：1.2％未満では焼戻しによつて高い強度が得
られず、2.6％を越えると圧延加工性が悪く靭
性が低下する。 Ti：0.20％以下の添加は鋳造組識の微細化、鋳造
時の鋳塊割れの防止に有効であるが、0.20％を
越えると巨大な金属間化合物が晶出する。 Cr：0.05〜0.35％の添加で、結晶粒微細化の効果
があり、かつ応力腐食割れの防止に有効であ
る。0.05％未満ではこれらの効果がなく、0.35
％を越えると巨大な金属間化合物が晶出するの
で好ましくない。 Zr：0.05〜0.25％の添加で、結晶粒微細化の効果
があり、かつ応力腐食割れの防止に有効であ
る。0.05％未満の場合にはこれらの効果がな
く、0.25％を越えると巨大な金属間化合物が晶
出するので好ましくない。 本発明においては、かかる組成の合金を熱間圧
延あるいは冷間圧延中に形成された微細な析出相
を溶体化処理温度にまで加熱して固溶させ、その
後0.2〜0.001℃/secの速度で冷却することによつ
て、過飽和な溶質原子は冷却中に析出するため
に、室温での時効硬化は小さい。このため圧延の
場合90％を越えるような冷間圧延でも耳割れや破
断が少なく、圧延が可能になる。このようにして
強加工された材料を、１℃/sec以上の加熱速度で
昇温させ再結晶化させれば、25μｍ以下の結晶粒
をもつた材料が得られる。 本発明における上記溶体化処理温度から室温ま
での冷却条件の限定理由は、冷却速度が0.2%/se
ｃより遅い場合には粒内、粒界に１μｍ以上の板
状、棒状、塊状の粗大な化合物（Ｍ相［Mg
Nn2］など）を析出し、又0.2℃/secより速い場合
には、Ｍ相の析出は全く観察されないか、観察さ
れても１μｍ以下である。このように冷却速度の
差によつて溶質元素の析出量が異なつてくる。冷
却速度が速いと焼入れ後、過飽和の溶質原子は
GPゾーンや析出相を生じやすくなる。一方冷却
速度が遅いと過飽和の溶質原子は冷却中にＭ相あ
るいはその他の化合物として粒内、粒界に析出す
る。また焼入れ後もGPゾーンや析出相が生じに
くくなる。 以上のような析出状態の差によつて冷間加工の
しやすさが異なる。0.2℃/sec以下のゆつくり冷
却した方が粗大な析出物を生じてマトリツクスの
変形抵抗は小さい。したがつて変形が容易であ
る。一方0.2℃/secよりもはやく冷却するとGPゾ
ーンや微細な析出物のために変形抵抗は大きく、
耳割れや圧延割れを生じやすい。また、0.001℃/
ｓｅｃより遅い場合には、冷却速度が非常に遅くて
経済的にメリツトが少ない。 冷間加工は加工歪を与えることで、再結晶を容
易にする。冷間加工度が66％未満では25μｍより
大きい結晶粒径となる。本系合金の場合、再結晶
粒の大きさは冷間加工度が大きいほど細かくな
る。これは冷間加工度が大きいほど強加工を受け
る領域が多くなり、また同時に転位密度も増すた
め、溶質原子はより多くの転位上に析出しやすく
なり、転位の運動が妨げられ、したがつて結晶成
長も抑えられ、再結晶粒は小さくなる。 冷間加工後再結晶させるために400〜530℃で加
熱する。300℃以下では再結晶しにくく、300〜
400℃未満になると転位上に析出した溶質原子が
凝集して化合物を形成しやすくなる。それは溶質
原子による転位の固着作用が少なくなるために、
転位が動きやすくなり、再結晶粒も大きくなるた
めと考えられる。400℃以上になると、加熱速度
が速い場合、溶質原子が凝集する前に再結晶が進
行していくものと考えられる。もちろん、溶体化
処理温度以上になれば溶質原子は固溶する。さら
に530℃を越えると合金が溶けるために再結晶は
400〜530℃で実施することが必要である。 その際の加熱速度は１℃/secより遅い場合に
は、結晶粒粗大化領域の300〜400℃をゆつくり通
過するために結晶粒が25μｍ以上となるが、加熱
速度が１℃/sec以上で速ければ速いほど結晶粒は
微細になる。 つぎに実施例について説明する。 実施例 １ ［溶体化処理温度からの冷却条件］ Zn5.7％、Mg2.4％、Cu1.6％、Cr0.20％、
Fe0.05％、Si0.04％を含有するアルミニウム合金
を、連続鋳造法により造塊して、300mm厚のスラ
ブとした。これを470℃で30時間の均質化熱処理
後、表面の偏析層を除去して、400〜450℃での熱
間圧延により６mm厚の板とした。これを482℃の
溶体化処理温度にまで加熱し、約60分間保持後、
冷却速度を変えて室温まで焼入れした。この熱処
理を施した板に65％、80％の冷間加工を与え、最
後482℃の温度にまで急速に加熱した。加熱速度
は50℃/secである。10分間保持後水焼入れして板
面の結晶粒径を調べた。その結果を表１に示す。
【表】
実施例 ２
［冷間加工度］
実施例１に示した合金を８mm厚まで熱間圧延
し、さらに４mm厚まで冷間圧延して、500℃で１
時間の溶体化処理後、0.2、0.005℃/secの冷却速
度で冷却した。この試料を冷間圧延により1.8
mm、1.4mm、１mm、0.6mm、0.4mmの各板厚まで圧延
した。圧下率はそれぞれ55、65、75、85、90％で
ある。それらの加工材を加熱速度50℃/secで482
℃まで昇温させ、10分間保持後水焼入れした。水
焼入れ後の板面の結晶粒径を表２に示す。
し、さらに４mm厚まで冷間圧延して、500℃で１
時間の溶体化処理後、0.2、0.005℃/secの冷却速
度で冷却した。この試料を冷間圧延により1.8
mm、1.4mm、１mm、0.6mm、0.4mmの各板厚まで圧延
した。圧下率はそれぞれ55、65、75、85、90％で
ある。それらの加工材を加熱速度50℃/secで482
℃まで昇温させ、10分間保持後水焼入れした。水
焼入れ後の板面の結晶粒径を表２に示す。
【表】
実施例 ３
［再結晶温度と加熱速度］
実施例１に示した合金を４mm厚さまで熱間圧延
して460℃で１時間溶体化処理後、0.005℃/secで
炉令した。この試料に８％の冷間加工を加え0.6
mm厚とした。この板を330、380、420、450、480
℃の各温度まで50℃/secの加熱速度で昇温させ
た。各温度で30分間保持後水焼入れして最終温度
120℃で24時間の焼戻しをした。このときの結晶
粒径と引張強さとの関係を表３に示す。また炉冷
材を65、85％の冷間加工を与え、1.4mm、0.6mm厚
の板を480％まで、0.1、0.5、１、10、50、100
℃/secの各加熱速度で昇温させ、30分間保持後水
焼入れした。このときの板面の結晶粒径を表４に
示す。
して460℃で１時間溶体化処理後、0.005℃/secで
炉令した。この試料に８％の冷間加工を加え0.6
mm厚とした。この板を330、380、420、450、480
℃の各温度まで50℃/secの加熱速度で昇温させ
た。各温度で30分間保持後水焼入れして最終温度
120℃で24時間の焼戻しをした。このときの結晶
粒径と引張強さとの関係を表３に示す。また炉冷
材を65、85％の冷間加工を与え、1.4mm、0.6mm厚
の板を480％まで、0.1、0.5、１、10、50、100
℃/secの各加熱速度で昇温させ、30分間保持後水
焼入れした。このときの板面の結晶粒径を表４に
示す。
【表】
【表】
実施例 ４
［棒、管への適用］
Zn5.6％、Mg2.5％、Cu1.5％、Cr0.22％、
Fe0.12％、Si0.06％を含む直径0.8mmのアルミニ
ウム合金ビレツトを造塊して、470℃で24時間の
均質化熱処理した後、偏析層を除去して、440℃
で熱間押出しした。押出しは80mm径の丸棒で、丸
棒の一部は、外径80mm、内径60mm、肉厚10mmの管
に成形した。 それぞれ長さ200mmにして、480℃で２時間の溶
体化処理を実施して0.01℃/secの速度で炉冷し
た。これらの試料を冷間静水圧押出機を用いて直
径25mmの丸棒と外径52.5mm、内径50mm、肉厚1.25
mmの管に押出した。いずれも冷間加工度は約90％
である。これらを480℃の温度まで棒の場合５℃/
ｓｅｃ、管の場合50℃/secの加熱速度で昇温させ
た。480℃で約30分間保持した後水焼入れして表
面の結晶粒径を測定した。この結果棒では14μ
ｍ、管では８μｍの粒径であつた。 実施例 ５ Zn、Mg、Cu、Ti、Cr、Zrの添加量を変えた
合金を30×175×175mmの型に鋳込み、470℃で24
時間の均質化処理を施した。その後、偏析層を除
去して450℃で４mm厚まで冷間圧延した。この材
料を480℃で30分間溶体化処理して、0.01℃/sec
の冷却速度で焼入れした後、0.4mm厚さまで冷間
加工した。これらを482℃まで100℃/secの加熱速
度で昇温して、10分間保持後水焼入れして、板面
の結晶粒径と、120℃で24時間の焼戻し後の引張
強さを測定した。ただしMg3.4％以上、Cu2.6％
以上のものは圧延加工性が悪いために結晶粒は測
定していない。なお、耐応力腐食割れ性を比較す
るために、焼戻し処理した材料から圧延方向に沿
つて幅20mm、長さ100mmの試験片を切出し、内半
径５mmにＵ字形に曲げ、クロム酸混合液で30分間
煮沸して、割れの発生を比較した。なお、引張強
さについては54Kg/mm以上を合格とした。この結
果を表５に示す。
Fe0.12％、Si0.06％を含む直径0.8mmのアルミニ
ウム合金ビレツトを造塊して、470℃で24時間の
均質化熱処理した後、偏析層を除去して、440℃
で熱間押出しした。押出しは80mm径の丸棒で、丸
棒の一部は、外径80mm、内径60mm、肉厚10mmの管
に成形した。 それぞれ長さ200mmにして、480℃で２時間の溶
体化処理を実施して0.01℃/secの速度で炉冷し
た。これらの試料を冷間静水圧押出機を用いて直
径25mmの丸棒と外径52.5mm、内径50mm、肉厚1.25
mmの管に押出した。いずれも冷間加工度は約90％
である。これらを480℃の温度まで棒の場合５℃/
ｓｅｃ、管の場合50℃/secの加熱速度で昇温させ
た。480℃で約30分間保持した後水焼入れして表
面の結晶粒径を測定した。この結果棒では14μ
ｍ、管では８μｍの粒径であつた。 実施例 ５ Zn、Mg、Cu、Ti、Cr、Zrの添加量を変えた
合金を30×175×175mmの型に鋳込み、470℃で24
時間の均質化処理を施した。その後、偏析層を除
去して450℃で４mm厚まで冷間圧延した。この材
料を480℃で30分間溶体化処理して、0.01℃/sec
の冷却速度で焼入れした後、0.4mm厚さまで冷間
加工した。これらを482℃まで100℃/secの加熱速
度で昇温して、10分間保持後水焼入れして、板面
の結晶粒径と、120℃で24時間の焼戻し後の引張
強さを測定した。ただしMg3.4％以上、Cu2.6％
以上のものは圧延加工性が悪いために結晶粒は測
定していない。なお、耐応力腐食割れ性を比較す
るために、焼戻し処理した材料から圧延方向に沿
つて幅20mm、長さ100mmの試験片を切出し、内半
径５mmにＵ字形に曲げ、クロム酸混合液で30分間
煮沸して、割れの発生を比較した。なお、引張強
さについては54Kg/mm以上を合格とした。この結
果を表５に示す。
Claims (1)
- １ Cr0.05〜0.35％またはZr0.05〜0.25％の少な
くとも一方を含む析出硬化型アルミニウム合金を
常法にしたがつて熱間加工および冷間加工し、溶
体化処理温度に加熱後、0.2〜0.001℃/secの冷却
速度で冷却し、60％以上の冷間加工を施して、
400〜530℃の温度に１℃/sec以上の加熱速度で昇
温させ25μｍ以下に再結晶化させることを特徴と
する超塑性高力アルミニウム合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23060783A JPS60125354A (ja) | 1983-12-08 | 1983-12-08 | 超塑性高力アルミニウム合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23060783A JPS60125354A (ja) | 1983-12-08 | 1983-12-08 | 超塑性高力アルミニウム合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60125354A JPS60125354A (ja) | 1985-07-04 |
| JPS6157385B2 true JPS6157385B2 (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=16910401
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23060783A Granted JPS60125354A (ja) | 1983-12-08 | 1983-12-08 | 超塑性高力アルミニウム合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60125354A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03266213A (ja) * | 1990-03-15 | 1991-11-27 | Mitsubishi Electric Corp | 磁気記録再生用磁気ヘッドの駆動装置 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2652016B2 (ja) * | 1987-04-15 | 1997-09-10 | スカイアルミニウム株式会社 | 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法 |
| US6322647B1 (en) * | 1998-10-09 | 2001-11-27 | Reynolds Metals Company | Methods of improving hot working productivity and corrosion resistance in AA7000 series aluminum alloys and products therefrom |
| US9359660B2 (en) * | 2010-09-08 | 2016-06-07 | Alcoa Inc. | 6XXX aluminum alloys, and methods for producing the same |
| JP5830006B2 (ja) * | 2012-12-27 | 2015-12-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 強度に優れたアルミニウム合金押出材 |
-
1983
- 1983-12-08 JP JP23060783A patent/JPS60125354A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03266213A (ja) * | 1990-03-15 | 1991-11-27 | Mitsubishi Electric Corp | 磁気記録再生用磁気ヘッドの駆動装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60125354A (ja) | 1985-07-04 |
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