CN100557051C - 高速变形性优异的Zn-Al合金及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供一种不仅静态变形能优异而且动态变形能也优异，还能够在大型结构物上应用的Zn-Al合金及其有效的制造方法。是含有Zn：30～99%(质量%的意思，下同)，余量由Al和不可避免的杂质构成的Zn-Al合金，是在平均晶粒径为5μm以下的α相或α’相中细密地分散有β相的组织，Al系夹杂物的最大径为50μm以下，并且不存在以圆当量直径计为0.5mm以上的孔隙，并且，Al的宏观偏析低于3.0%，Al的微观偏析低于2.0%。

Description

高速变形性优异的Zn-Al合金及其制造方法

技术领域

本发明Zn-Al合金及其制造方法，特别是应变速度为高速时的变形特性优异的Zn-Al合金及其制造方法。在此，Zn-Al合金是作为能够跟随由风和地震等造成的摇晃或歪斜的所谓有效的隔震·减震装置用金属。

背景技术

历来，作为能够吸收风载荷、地震载荷的应变或跟随歪斜和摇晃的所谓隔震·减震装置，有Pb制阻尼器(damper)、防振橡胶、油阻尼器(oildamper)和采用了LYP(极低屈服点钢)等减振钢板等的装置。然而，I.因为防振橡胶存在随时间而老化的问题，所以不适合于有长时期耐用的要求的建筑物用的隔震·减震装置。另外，II.因为油阻尼器需要定期维护，所以与防振橡胶一样，作为建筑物的隔震·减震装置用有问题。另一方面，III.LYP等的减振钢板因永久变形而发生加工硬化，若对于反复载荷而发生材质劣化，则不仅是能量吸收性降低，而且若变得过硬，则振动传播至结构物，因此作为隔震·减震装置用金属其用途受到限制。

另一方面，IV.图1所示的Pb制阻尼器，因为Pb很软，能够跟随上像地震和风这样0.1～10Hz的频率的摇晃，另外因伸缩导致的材质劣化这种问题也少，所以现在一般用作建筑物上安装的隔震·减震装置。还有，图1中1是铅铸造体，2是均质(homogen)焊接部，3是钢板。

然而，因为这种大型的阻尼器重量很大，所以存在施工困难这样的问题。另外，因为Pb的屈服点软至5MPa左右，所以为了使结构物或结构物上所接合的构件与Pb阻尼器接合，就需要特殊的技术，从而在适用范围上存在局限。此外，因为Pb有毒，所以近年来作为建筑物的使用有受到限制的倾向。

从这些情况出发，近年来就要求有一种能够提供无毒、小型轻量的装置的减震用的金属，作为能够替代Pb的减震用金属，显示出超塑性的Zn-Al合金受到注目。

与上述这种Zn-Al合金相关连，纳米结晶的Zn-22％Al合金在373K(约100℃)下也被报告确认到能够跟随1×10^-4S^-1的应变速度而变形的超塑性(例如参照非专利文献1)。然而，在室温下这样的超塑性则无法实现，因此其不能作为在室温下有延伸要求的建筑用隔震装置而实际使用。

另外，还公开将Zn-22％Al-2％Cu合金在均热下进行水冷，其后进行冷加工，从而得到在α相内部有β相析出的组织，显示出室温超塑性(参照非专利文献2)。这里所示的延伸率是135％，最大显示出能够得到160％的延伸率。然而在该文献中未显示在温热加工时其在室温下具有这样的延伸率。另外，即使是在冷加工的情况下，也期望有更优异的隔震性能和减震性能来作为Pb阻尼器的替代，由此考虑需要延伸率进一步地提高(例如180％以上的延伸率)。

另外，还报告使用实验性的微小的试料，得到在室温下显现出超塑性的Zn-22％Al合金的要旨(参照非专利文献3)。具体来说，公开了通过使金属组织的初期粒径为1～15μm的圆柱形的Zn-22％Al合金在5GPa这样的高压下强行扭曲变形(冷变形)，从而在作为最微细部的中心部，最终组织成为0.1～0.5μm。

然而，在上述方法中，即使中心部是有着显示出超塑性可能性的微细组织，但离开中心部的外周部的粒状组织仍粗大，从而显示不出超塑性现象，而仅能得到在外周部和中心部显著不同的组织。另外，能够应用这种强行扭曲变形的尺寸，被限定为直径15mm左右、厚度0.3mm这样非常小的尺寸，因此在隔震装置这种承受大载荷的构件中，难以使构件整体成为上述微细组织，作为结果是无法取得使构件整体发挥出超塑性的结果。

本发明者们对于上述这种Zn-Al合金，从其特性改善这一观点出发很早就进行了研究，作为其研究的一环而提出一种建筑构件水平的Zn-Al合金，其具有均一稳定的超微细组织，即使在室温下也能够显现出所谓超塑性的延伸率(参照专利文献1)。通过这一技术的开发，能够实现在室温下显示出优异的超塑性的实用尺寸的Zn-Al合金，但是，在这样的Zn-Al合金中仍遗留有要解决的问题。即，在上述开发的合金中，虽然其在应变速度为10^-3S^-1左右的低速下的变形能(以下称为“静态变形能”)优异，在室温下显示出良好的超塑性，但是应变速度为10^-1S^-1左右这样比较高速下的变形能(以下称为“动态变形能”)则有不稳定的情况。另外，这种现象会随着铸锭变为大型而越发显著。

专利文献1：特开平11-222643号公报专利请求的范围

非专利文献1：R.S.Mishra等，The observation of tensile superplasticityin nanocrystalline materials：Nanostruct Mater.Vol.9，No.1/8p473-476(1997)

非专利文献2：G.Toress-Villasenor等，“A reinvestigation of themechanical history on superplasticity of Zn-22Al-2Cu at room temperature”(Material.Science.Forum Vol.243/245P553(1997))

非专利文献3：M.Furukawa等，“Fabrication of submicrometer-grainedZn-22％Al by torsion straining”J.Mater.Res.Vol.11 No.9P2128(1996)

发明内容

本发明在这种状况下而形成，其目的在于，提供一种不但形态变形能优异，而且动态变形能也优异，还能够适用于大型结构物上的Zn-Al合金及其有效的制造方法。

本发明者们立足于改善应变速度为10^-3S^-1的高速下的变形特性这一观点，从各种角度进行研究。其结果发现，除了原先作为专利文献1提出的技术中的超微细组织的控制以外，如果实现粗大的Al系夹杂物及宏观偏析和微观偏析的降低，则能够达成上述目的，并已提出(特愿2002-328106)。

而且对于上述技术进一步进行锐意研究时，还发现了即使没有严密地进行超微细组织的控制，仍能够取得同样的效果的Zn-Al合金及其制造方法。具体来说是发现，至今为止，为了确实地使超塑性发挥而需要使α相或α’相中分散的β相的平均晶粒径微细化至“0.05μm以下”，但是，在该合金的制造过程中，如果使不可避免生成的合金组织中不存在平均粒径0.5mm以上的孔隙，则即使该β相的平均晶粒径超过0.05μm时，仍能够得到优异的动态变形能，从而相到本发明。

因此，所谓本发明Zn-Al合金，是含有Zn：30～99％(质量％的意思，下同)，余量由Al和不可避免的杂质构成的Zn-Al合金，是在α相或α’相中有平均晶粒直径为0.8μm～3μm的β相细密地分散的组织，α相或α’相的平均晶粒径为5μm以下，Al系夹杂物的最大径以圆当量直径计为50μm以下，并且不存在以圆当量直径计为0.5mm以上的孔隙，且Al的宏观偏析低于3.0％，Al的微观偏析低于2.0％。

本发明的依据是，如果不使上述大小的孔隙存在，则即使上述β相的平均晶粒径大一些，仍能够得到优异的动态变形能，虽然关于其理由尚不明确，但考虑是由于使作为破坏起点的孔隙微细化，所以材料的韧性提高。

如图5所示，β相细密地分散在α相中。该细密地分散的β相一般由多个晶粒构成(图6)。若β相的平均晶粒径大，则使动态特性降低，因此优选为3μm以下，更优选为0.1μm、特别是0.05μm以下，但是如后述，即使为3μm以上，仍发现能够获得优异的动态变形能。

但是，若平均晶粒径过大，则细密地分散的β相大小粗大化，因此优选为5μm以下。还有，有发明的β相可以由一个晶粒构成，也可以由多个晶粒构成，但是β相为多个晶粒形成时，β相大小优选为10μm以下，β相由1个晶粒构成时，则如上述优选为5μm以下。

本发明也规定了制造这种高速变形特性优异的Zn-Al合金的方法，该方法包括如下工序：

将Zn-Al合金熔液注入铸模制造时，隔断注入熔液和外部气氛同时进行浇铸的工序；

在浇铸后的铸模冷却过程中，以0.25℃/秒以上的平均冷却速度在425～375℃的温度范围进行冷却，并且以0.020℃/秒以上的平均冷却速度在275～250℃的温度范围进行冷却的工序；

在350℃以上加热保持后急冷的再加热工序；

在275℃以下进行初轧加工的工序；以及

在初轧加工后，在275℃以下进行温热加工的工序。

本发明的Zn-Al合金不仅静态变形能优异，而且动态变形能也优异，因此最适合作为大型结构物的减震用原材。

附图说明

图1是表示历来所使用的Pb制阻尼器的构成的概略说明图。

图2是表示对150kg级铸锭进行气氛加热时的加热炉内温度与板温度的关系的曲线图。

图3是Zn-Al合金的状态图。

图4是表示铸锭内部温度经时变化(冷却曲线)的一例的曲线图。

图5是本发明的组织(β相分散α相)的5000倍的SEM照片的一例。

图6是本发明的组织(β相分散α相)中的β相部分的放大照片的一例。

图7是模式化地表示本发明的组织中的α相的平均晶粒径的测定处的照片。

符号说明

1铅铸造体

2均质焊接部

3钢板

具体实施方式

首先，就本发明的Zn-Al合金的组织进行说明。为了使Zn-Al合金显示出超塑性，需要在α相或α’相中分散有上述β相的组织(以下统称为“β分散α相”)。β分散α相与没有β相析出的α相完全不同，由于晶粒的移动带来的塑性变形而能够显示出200％以上的延伸率。

可是，即使满足上述要件，但根据Zn含量而金属组织会有所不同，在由Zn：30～80％、余量Al和不可避免的杂质构成的Zn-Al合金的情况下，宏观上是α单相组织，具有在各α相或α’相中细密地分散有β相的组织。

相对于此，Zn为80％以上时，如图3表明，必然成为α+β的2相的混合组织。即，本发明规定的Zn含量为80～99％的，会成为粒径约10μm的粗大β相和有β相细密地分散的α相或α’相相混合的2相组织。

在这种由Zn：80～99％、余量Al和不可避免的杂质构成的Zn-Al合金的情况下，虽然粗大的β相在常温复原现象下只发挥出65％左右的延性，但是β分散α相发挥出200％以上的延伸率，从而能够避免在β相的晶界面发生应力集中，因此整体显示出超过160％的延伸率。

相对于此，作为内部没有β的析出的α相和β相的2相组织(α+β)时，α相、β相只是显现出各自的延性，不能显现出超塑性。另外，粗大的β相发生常温复原现象(位错的复原)，虽然变形阻抗稳定，但是延伸率为65％左右。因此，没有β的析出的α相和β相的2相组织(α+β)，作为整体的延伸率停留在68％左右。

优选这种没有β析出的α相和粗大的β相不存在，但是如果具有能够发挥出超塑性的β分散α相的组织，则在不损害本发明的效果的范围内，也可以混有没有β析出的α相和粗大β相。这里，粗大β相也包含后述那样的片层组织。

成为在室温下发挥出延伸率超过160％的室温超塑性(静态变形能)的本发明的Zn-Al合金，就要是在α相或α’相中细密地分散有β相的组织，越微细则越容易发挥出超塑性，因此，优选α相或α’相的平均晶粒径为5μm以下，特别优选为3.5μm以下。

为了使Zn-Al合金的动态变形能达到良好，需要实现粗大Al系夹杂物以及宏观偏析和微观偏析的降低，孔隙尺寸的微细化。

(Al系夹杂物的最大径：以圆当量直径计为50μm以下)

粗大的Al系夹杂物成为破坏的起点不但使动态变形能降低，而且静态变形能降低，因此，需要极力使这样的Al系夹杂物不存在，在本发明中，将Al系夹杂物的最大径以圆当量直径计规定为50μm以下。该最大径优选为20μm以下。还有，Al系夹杂物主要指Al₂O₃。

(Al的宏观偏析低于3.0％、Al微观偏析低于2.0％)

宏观偏析是铸锭的从上到下(top bottom)的偏析(铸锭整体大范围发生的偏析)，在本发明中需要这部分的Al浓度与平均Al浓度的差低于3.0％(即，宏观偏析低于3.0％)。优选为2％以下。另一方面，微观偏析虽然是以晶粒个数量计为数μm范围内发生的偏析，但是在本发明中需要使该部分的Al浓度与平均Al浓度的浓度差低于2.0％。优选为1％以下。

(孔隙大小)

粗大的孔隙成为破坏的起点，同Al系夹杂物一样，不但会使动态变形能降低，而且还使静态变形能降低，因此需要极力使这样的孔隙不存在，在本发明中，将孔隙的最大径以圆当量直径计规定为0.5mm以下。该最大径优选为0.3mm以下。特别是β相的平均晶粒径大时，推荐孔隙的最大径为0.3mm以下。

在本发明中，如上述宏观偏析和微观偏析都满足上述要件，再通过极力使孔隙不存在，则能够获得良好的高速变形(动态变形能)，欠缺其中的任何一个要件都不能达成本发明的目的。

接下来，就本发明的Zn-Al合金的化学组成进行说明。本发明的Zn-Al合金的成分组成为，Zn含有率为30～99％(优选为50～99％，更优选为70～99％)，余量是Al和不可避免的杂质。其中，特别优选Zn-22％Al共析合金。如前述图3的Zn-Al合金的状态图所示，因为Al的含有率为22％时有共析点，所以最容易进行组织控制，也容易使超塑性显示。

另一方面，在上述范围中，随着Zn的含有率变小，β析出量减少，即使由晶粒的移动带来的塑性变形发生，仍有延伸率降低的倾向。而且，当Zn的含有率低于30％时，即使按本发明的条件进行处理，仍不能显现出超过100％的延伸率，因此不为优选。还有，在所述图3中，α相是主成分为Al的面心立方晶格的结晶区域，α’相是主成分为Zn的面心立方晶格的结晶区域，β相是Zn为主成分的密集六方晶格的结晶区域，而且L表示液相。

本发明的Zn-Al合金如果满足上述要件，则也可以在不损害滞后(hysteresis)的稳定性的范围内，以使定常应力不会因加工量、应变速度而过分变化的方式而含有强化元素Cu、Si、Mn、Mg。另外，为了延伸率的提高，也可以添加有结晶微细化有效的Zr、TiB。

接下来，针对用于高效率获得满足上述要件的Zn-Al合金的方法进行详述。

(浇铸工序：将Zn-Al合金熔液注入铸模而制造时，隔断注入熔液与外部气氛)

将Zn-Al合金熔液注入铸模而制造时，通过隔断注入熔液与外部气氛同时进行浇铸，能够抑制与氧的结合，因此，作为结果是能够抑制Al₂O₃的粗大化，能够将Al系夹杂物的最大径以圆当量直径计抑制在50μm以下.作为隔断的方法，具体来说有效的方法有，使浇铸时的周围气氛为真空气氛和Ar气气氛(Ar封闭)，和使浇铸嘴浸渍有熔液中(浇铸嘴浸渍)。

(浇铸后的铸模冷却过程(I)：以0.25℃/秒以上的平均冷却速度在425～375℃的温度范围冷却)

在浇铸后的铸模冷却过程中，通过以0.25℃/秒以上的平均冷却速度在相当于固液2相区域的425～375℃的温度范围进行冷却，能够抑制成为宏观偏析的原因的粗大凝固组织的生成。即，通过以比较快的冷却速度对上述的温度范围进行冷却，能够抑制Al的结晶物粗大化，并抑制由此造成的粗大凝固组织的生成。上述平均冷却速度优选为0.30℃/秒以上。

(浇铸后的铸模冷却过程(II)：以0.020℃/秒以上的平均冷却速度在275～250℃的温度范围冷却)

在浇铸后的铸模冷却过程中，通过以0.020℃/秒以上的平均冷却速度在相当于α+β的2相区域的275～250℃的温度范围进行冷却，能够抑制析出的β相大小的粗大化，能够抑制以α相内的粗大β相为主要原因的微观偏析。即，通过以比较快的速度对上述的温度范围进行冷却，能够抑制Zn和Al的析出物的粗大化，并抑制由此造成的粗大β相(10μm以上)的生成，从而得到细密地分散的β相。上述平均冷却速度优选为0.025℃/秒以上。

(再加热工序：在350℃以上加热保持后急冷)

如上述，在铸模内冷却过程中通过加速冷却速度，能够一定程度上抑制粗大凝固组织的生成，但是为了进一步抑制该生成，在上述冷却后进行再加热，这在实现均质化上有效。

为了充分地实现均质化，可以使均热温度为350℃以上。但是若变成390℃以上，则铸锭有可能熔解，因此优选低于390℃。

另外，再加热时的上述温度下的保持时间，例如为50kg以下小型铸锭的情况下，其在1小时左右就被充分地均质化，不过若是例如150kg级或以上的大型铸锭，则需要使合金整体在350℃以上并保持较长时间。

图2是表示对150kg级的Zn-Al铸锭进行加热(气氛加热)时的加热炉内温度与板温度的关系，但为了使板温度为350℃以上，可知需要8小时的加热时间。这是由于β相粒子在α相基体内再固溶时吸热量过大，铸锭吸收了来自外部的热量，大型铸锭的情况下不得不长时间进行气氛加热。由此也考虑进行高频加热。因为高频加热是进行强制性的加热，所以也可以不必长时间的加热，但大型铸锭的情况下这在工业上成为成本上升的要因。

在上述350℃以上加热保持后急冷。在再加热时通过保持在350℃以上，能够将β相封闭在α相内而防止微观偏析，为了得到该组织的合金，需要在再加热后(均热后)进行急冷。急冷除了进行至室温以外，也可以急冷至后述的初轧加工温度。

通过从上述组织状态进行急冷，能够抑制从α’相到稳定的α相的移动，在宏观水平抑制β相扩散至2相分离的程度。其结果是通过达到在α相内使β相析出的状态，得到能够发挥超塑性的β分散α相组织。

上述所谓急冷是指冷却速度为10℃/秒以上，具体来说优选水冷。这是由于炉冷(0.1℃/秒以下)和空冷(低于10℃/秒)时，β相扩散，遍及整个面而成为片层状组织。这是由于若在此阶段整个面形成片层组织，则在下述加工处理中的加工率低时，容易使α相和β相的微细化不充分，室温下的延伸率停留在100～140％左右，而不能确实地达成超过160％的延伸率。

优选极力不使片层组织极存在，但在不损害特性的范围内，组织的一部分中也可以存在片层组织。这种情况下，片层组织的大小优选为30μm左右，以面积率计优选为20％以下。

(初轧加工工序：在275℃以下的温度进行初轧加工)

均热后，在急冷阶段得到β分散α相，α相和α’相为10～2μm左右，β相晶粒优选为5μm以下，特别优选为0.05～0.1μm左右。这样的组织虽然在约100～150℃的高温域会显示出所谓超塑性的180％以上的延伸率，但是在室温下却显示不出这样的延伸率。

为了在室温下显现出所谓超塑性这样的延伸率，需要在均热-急冷后施加物理的外力，使α和α’相晶粒、还有存在于α相或α’相中的β相微细化，并且消灭孔隙。因此在本发明中，为了消灭孔隙，必须在所述再加热·急冷后，以275℃以下的温度进行初轧加工(锻造等)后，再进行温热加工。

之所以将初轧加工温度作为275℃以下，如上述图3所示，是由于若超过275℃则组织相变，形成的β分散α相有可能再度变成α和α’相和β相的2种组织。优选在200℃以下进行初轧加工。另一方面，若加工温度过低，则存在产生加工裂纹的可能性，因此推荐在100℃以上进行初轧加工。

还有，在本发明中，通过这样进行初轧加工和温热加工，能够实现组织的超微细化，因此不需要再进行冷加工。

在本发明中，可以在初轧加工后不使之冷却，而是使合金温度为高温的状态继续进行温热加工，另外也可以在初轧加工后即刻冷却到室温，之后再进行温热加工，但为后者时，需要使初轧加工后的冷却速度为大约3℃/秒以上来进行冷却。其理由与再加后的冷却同样，是为了固定已经得到的β分散α相，具体来说优选进行水冷。

(温热加工工序：以275℃以下的温度进行温热加工)

温热加工需要在275℃以下进行。如所述图3所示，这是由于若超过275℃则组织相变，形成的β分散α相有可能再度变成α和α’相和β相的2种组织。优选在200℃以下进行温热加工。另一方面，若温热加工温度过低，则存在产生加工裂纹的可能性，因此推荐在100℃以上进行温热加工。

上述温度加工只要是为了晶粒微细化而施加外力的工序即可，具体来说可列举锻造、压出、拉丝加工等。

温热加工后以约3℃/秒以上冷却至室温即可。具体来说优选进行水冷。这与再加后的冷却同样是为了固定已经得到的β分散α相，若这时的冷却速度慢，则β分散α相粗大化，没有发现室温下的超塑性。

本发明的Zn-Al合金，其硬度与软钢同等或较之稍软一些，因此也能够在螺栓连接、铆接等的一般性的接合技术中使用，并能够容易地进行与建筑结构物等的接合。但是，在如钎焊这样的施加热而进行接合时，需要将加热温度抑制在250℃以下，优选抑制在100℃以下。这是由于如上述，在250℃以上时组织有可能相变，另外如果加热到100℃以上之后不进行急冷，则好不容易得到的微细组织粗大化，存在延伸率在室温下难以确保超过160％的情况。

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，按照前后述的宗旨进行设计变更的平均包含在本发明的技术范围内。

实施例1

[Zn-Al合金的制造]

采用截面形状为长200mm×宽350mm的铁制铸模或铜制铸模，在空冷或水冷的两方的条件下，对Zn-22％Al合金熔液进行铸造。还有，对其一部分(后述表1的No.12)采用截面形状为200mm角的水冷铜铸模进行连续铸造。这样，得到合金成分容易发生宏观偏析的Zn-22％Al(合计杂质量：0.5％以下)的铸锭(铸锭大小：180kg)。

还有，铸锭的冷却举动是在距各铸锭的底面300mm的位置(截面中心位置)设置热电偶来测定。图4中显示铸锭内部温度的经时变化(冷却曲线)的一例。根据上述冷却曲线，计算出固液2相域(425～375℃)的冷却速度(平均冷却速度1)、和β析出开始点温度(275～250℃)的冷却速度(平均冷却速度2)。另外，铸锭封闭(与外部气氛的隔断)是在装锭(ingot charge)时，对铸模内部与模具(トユ)事先进行Ar封闭。另外，在连续铸造时，通过使浇铸嘴浸渍在熔液内而进行封闭。

将得到的Zn-Al合金的铸锭用大气炉再加热(均热)至表1所示的温度，在该温度下保持1小时或8小时。该保持时间是在大气炉中使铸锭表面接触热电偶，板温达到规定的温度之后的时间。

再加热后，从炉中取出铸锭后即刻水冷至初轧加工温度，然后以表1所示的加热温度，使用400吨液压冲压机，开坯(锻造)为厚：350mm×宽：200mm×长：450mm，其后进行水冷(不进行初轧加工时，再加热后水冷至室温)。而后进行温热加工(等温轧制)并水冷，得到板厚20mm的合金板。

[表1]

根据下述方法评价如此得到的Zn-Al合金的特性。

[特性评价]

对于上述得到的板材，用电子显微镜观察其金属组织，测定α(含α’)的粒径。

详细地说，是以5000倍的倍率对磨光(buffing)后实施了蚀刻的合金试料进行SEM(scanning electron microscope)观察，拍摄3张显微镜照片。在各张照片中，任意拉出3条100μm长的直线，将通过各α相的直线部的长度作为各α相的粒径。在各张照片、各条直线中，将其平均而作为α相的圆当量粒径。还有，根据α相的大小，将观察倍率适当地在1000～10000倍变化，使直线长度为500μm、50μm，同样地来测定α相的圆当量粒径。(图7)

另外，提取厚度为10mm的JIS5号试验片，使标距为50mm，十字头速度(crosshead speed)为5mm/分(应变速度为1.67×10^-3/s：准静态变形能)和250mm(应变速度为8.33×10^-2/s：动态变形能)进行抗拉试验。测定抗拉强度TS和断裂时的延伸率(断裂延伸率)，评价各合金的静态特性(低速变形时的抗拉强度TS和断裂延伸率)和动态特性(高速变形时的抗拉强度TS和断裂延伸率)。

Al系夹杂物的最大径以如下方式求得。即，用光学显微镜以1000倍的倍率对轧制原材(厚度：18mm，上述磨光后的)的轧制横向100mm位置进行观察，拍摄3张显微镜照片，其中最大的粒径(圆当量直径)判断为Al系夹杂物的最大粒径。宏观偏析和微观偏析根据下述的方法评价。

(宏观偏析)

以能够观察到从铸锭的上部到下部的剖面的方式切割轧制材任意的2处，从铸锭上的表层部和1/2t部(t：轧制材的板厚)、铸锭中间高度的表层部和1/2t部、铸锭下部的表层部和1/2t部的6处提取试验片，测定各个部位的Al浓度，将从目标的Al浓度(22％)偏移的最大值作为宏观偏析进行评价。

(微观偏析)

对于宏观评价中提取的2处试料的任意一个，用EPMA(电子探针微区分析仪)对任意的1mm长度进行线形分析(电子束直径：10μm)，评价Al浓度的变动在此测定范围内是否处于2％以内。

(孔隙评价方法)

准备标准试样(50mm角材)，以350℃再加热10小时后进行HIP处理而完全除去孔隙后，使直径0.5mm和0.3mm的钻孔位于标准试料片中央，进行该试料的UT检查(超声波探伤检查)，调查能够检测该直径0.5mm和0.3mm的孔隙的UT噪声级(noise level)。

然后，进行各试料(厚20mm的轧制材)的UT检查，关于发生了上述噪声级以上的噪声的，确认为存在直径0.5mm和0.3mm以上的孔隙。只存在0.3mm以下的孔隙的为◎，只存在0.5mm以下的孔隙的为○，并显示在下述表2中。

[表2]

由表1和表2能够进行如下考察。首先，No.5、7、8、12、14因为全部满足本发明规定的要件，所以可知动态的特性和静态的特性均优异。其中，特别是No.5、14可知，通过使用水冷铜铸模而达成规定的冷却速度，从而使宏观偏析和微观偏析降低，即使是熔解量为180kg的大型铸锭，也能够得到良好的变形特性。

还有，No.7、8虽然满足本发明的要件，但是开坯(锻造)温度低，存在发生锻造裂纹的可能性。因此如上述，优选在200℃以上进行初轧加工(锻造)。

No.17虽然β相的晶粒径比3μm大，但α相的粒径比5μm小，没有0.3mm以上的孔隙，因此能够得到良好的变形特性。

相对于此，No.1、2、4、6、9～11、13、15、16欠缺本发明规定的某一要件，静态特性和动态特性的至少一个特性劣化，或存在锻造裂纹的危险性。

详细地说，No.1、2、10因为平均冷却速度1、2慢，所以宏观偏析和微观偏析大，静态特性和动态特性均变低。No.6因为温热加工(轧制)温度过高，所以金属组织粗大化，结果是延伸率降低。

No.9因为初轧加工(锻造)温度过高，所以金属组织粗大化，成为静态特性和动态特性均不为优选的结果。

No.11、16因为没有进行熔液与外部气氛的隔断，所以Al夹杂物变大而动态特性劣化。

另外，No.4因为再加热温度低，另外没有进行初轧加工(锻造)，所以微观偏析变大，并且未实现组织的微细化，静态特性和动态特性均差。No.13因为再加热温度低，所以微偏析变大，另外金属组织也粗大化，静态特性和动态特性也都降低。No.15因为α相的尺寸大，所以成为静态特性和动态特性均差的结果。

还有，No.3是原先提出的将上述β相抑制在0.05μm以下的参考例，可知即使有孔隙存在，但静态特性和动态特性仍都优异。

Claims (1)

1.一种高速变形特性优异的Zn-Al合金的制造方法，其特征在于，所述高速变形特性优异的Zn-Al合金以质量％计含有Zn：30～99％，余量是Al和不可避免的杂质，

并具有在平均晶粒径为5μm以下的α相或α’相中细密地分散有平均晶粒直径为0.8μm～3μm的β相的组织，

Al系夹杂物的最大径以圆当量直径计为50μm以下，并且不存在以圆当量直径计为0.5mm以上的孔隙，

并且，Al的宏观偏析低于3.0％，Al的微观偏析低于2.0％，

所述高速变形特性优异的Zn-Al合金的制造方法包括：

在将Zn-Al合金熔液注入铸模进行制造时，将注入熔液和外部气氛隔断，并同时进行浇铸的工序；

在浇铸后的铸模冷却过程中，以0.25℃/秒以上的平均冷却速度在425～375℃的温度范围进行冷却，并且以0.020℃/秒以上的平均冷却速度在275～250℃的温度范围进行冷却的工序；

在350℃以上加热保持后进行急冷的再加热工序；

在275℃以下进行初轧加工的工序；以及

在初轧加工后，在275℃以下进行温热加工的工序。

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