JP2003301249A - アルミニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法 - Google Patents
アルミニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法Info
- Publication number
- JP2003301249A JP2003301249A JP2002109953A JP2002109953A JP2003301249A JP 2003301249 A JP2003301249 A JP 2003301249A JP 2002109953 A JP2002109953 A JP 2002109953A JP 2002109953 A JP2002109953 A JP 2002109953A JP 2003301249 A JP2003301249 A JP 2003301249A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- superplastic
- aluminum alloy
- superplastic forming
- alloy
- forming
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】特殊な条件を採用せずに実用的な超塑性成形性
を発現させることのできる、アルミニウム合金製高強度
部材の超塑性成形加工方法を提供する。 【解決手段】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においてＭｇ、Ｓ
ｉ、Ｓｎ量および、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、
Ｖ、Ｔｉ、Ｂ量を規定し、かつ平均結晶粒径が１５〜１
２０μｍの合金を、ひずみ速度（ｄε/ｄｓ：/ｓ）が１
０-4/ｓ以上、成形温度（Ｔ：Ｋ）が７３３〜８５３Ｋ
で、かつひずみ速度と成形温度とが「ｌｎ（ｄε/ｄ
ｓ）＜−６５＋１０ｌｎ（Ｔ）」の範囲内において１５
０％以上の実用的な超塑性伸びを得ることができる。さ
らに超塑性成形加工後、５℃/ｓ以上の冷却速度で２０
０℃以下まで冷却して、２４時間以内に塗装焼き付け処
理を行うことにより、大きな強度上昇を得ることができ
る。
を発現させることのできる、アルミニウム合金製高強度
部材の超塑性成形加工方法を提供する。 【解決手段】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においてＭｇ、Ｓ
ｉ、Ｓｎ量および、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、
Ｖ、Ｔｉ、Ｂ量を規定し、かつ平均結晶粒径が１５〜１
２０μｍの合金を、ひずみ速度（ｄε/ｄｓ：/ｓ）が１
０-4/ｓ以上、成形温度（Ｔ：Ｋ）が７３３〜８５３Ｋ
で、かつひずみ速度と成形温度とが「ｌｎ（ｄε/ｄ
ｓ）＜−６５＋１０ｌｎ（Ｔ）」の範囲内において１５
０％以上の実用的な超塑性伸びを得ることができる。さ
らに超塑性成形加工後、５℃/ｓ以上の冷却速度で２０
０℃以下まで冷却して、２４時間以内に塗装焼き付け処
理を行うことにより、大きな強度上昇を得ることができ
る。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、自動車ボディパネ
ル等の難しい成形加工が要求され、しかも焼き付け塗装
処理後に強度が必要とされるような部材に適したアルミ
ニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法に関す
る。
ル等の難しい成形加工が要求され、しかも焼き付け塗装
処理後に強度が必要とされるような部材に適したアルミ
ニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車車体の軽量化手段の一つと
して、アルミニウム合金のボディパネルの適用が進みつ
つあり、中でも熱処理型であるＡｌ-Ｍｇ-Ｓｉ系合金だ
採用される場合が増えている。これは本系合金が自動車
製造工程における塗装焼き付け処理工程を活用して強度
上昇が図れるという塗装焼き付け硬化性を有しているた
めである。しかし、一般にアルミニウム合金は成形加工
性に問題があり、様々な加工方法の検討が行われてい
る。その一つに超塑性現象を活用した加工方法が挙げら
れる。超塑性現象とは、伸びが通常の加工条件では得ら
れない程大きく、かつ変形応力も小さいことが特徴とさ
れている。そこで近年それらの特徴を利用した超塑性合
金実用化のための研究開発が盛んに行われている。
して、アルミニウム合金のボディパネルの適用が進みつ
つあり、中でも熱処理型であるＡｌ-Ｍｇ-Ｓｉ系合金だ
採用される場合が増えている。これは本系合金が自動車
製造工程における塗装焼き付け処理工程を活用して強度
上昇が図れるという塗装焼き付け硬化性を有しているた
めである。しかし、一般にアルミニウム合金は成形加工
性に問題があり、様々な加工方法の検討が行われてい
る。その一つに超塑性現象を活用した加工方法が挙げら
れる。超塑性現象とは、伸びが通常の加工条件では得ら
れない程大きく、かつ変形応力も小さいことが特徴とさ
れている。そこで近年それらの特徴を利用した超塑性合
金実用化のための研究開発が盛んに行われている。
【０００３】特に、アルミニウム合金に関しては、軽量
という特徴を有するものの、加工性に問題があることか
ら積極的に開発が行われており、なかでも５０００系合
金は適当な強度とともに耐食性や表面処理性に優れてい
ることから注目され、実用化されている合金もある。と
ころで、超塑性現象を発現させるための条件としては、
（１）安定で微細な等軸結晶粒（〜１０μｍ）を有する
合金を、（２）加熱温度ＴはＴ＞０．５Ｔｍ（融点の絶
対温度）、（３）低いひずみ速度（１０-4/ｓ〜）での
加工などが適切であると一般的に言われている（例え
ば、大澤、西村：軽金属、３９−１０（１９８９）、
Ｐ．７６５−７７５など）。そこでこれまでには、結晶
粒を微細化すること、高温での加工に際しても熱的に安
定な組織にすること、延性を阻害するキャビティの発生
を抑えること等を指針として、合金開発が行われてき
た。
という特徴を有するものの、加工性に問題があることか
ら積極的に開発が行われており、なかでも５０００系合
金は適当な強度とともに耐食性や表面処理性に優れてい
ることから注目され、実用化されている合金もある。と
ころで、超塑性現象を発現させるための条件としては、
（１）安定で微細な等軸結晶粒（〜１０μｍ）を有する
合金を、（２）加熱温度ＴはＴ＞０．５Ｔｍ（融点の絶
対温度）、（３）低いひずみ速度（１０-4/ｓ〜）での
加工などが適切であると一般的に言われている（例え
ば、大澤、西村：軽金属、３９−１０（１９８９）、
Ｐ．７６５−７７５など）。そこでこれまでには、結晶
粒を微細化すること、高温での加工に際しても熱的に安
定な組織にすること、延性を阻害するキャビティの発生
を抑えること等を指針として、合金開発が行われてき
た。
【０００４】従来、結晶粒径を微細かつ均一にするため
の製造条件には制約が多く、また加工についても低ひず
み速度での加工が要求されてきた。すなわち、超塑性現
象の実用化に対しては、特開昭５７−７６１４５号公報
に開示されているような合金として特殊な成分系や、ま
たは特開昭５８−８１９５７号公報に開示されているよ
うな特殊な製造条件を必要とするものであり、製造コス
ト面からも望ましいものではなかった。
の製造条件には制約が多く、また加工についても低ひず
み速度での加工が要求されてきた。すなわち、超塑性現
象の実用化に対しては、特開昭５７−７６１４５号公報
に開示されているような合金として特殊な成分系や、ま
たは特開昭５８−８１９５７号公報に開示されているよ
うな特殊な製造条件を必要とするものであり、製造コス
ト面からも望ましいものではなかった。
【０００５】また加工条件も、東：軽金属、３９−１１
（１９８９）、Ｐ．７５１−７６４に記載されているよ
うな低ひずみ速度が必要であることから生産性に対して
も問題があった。しかし、超塑性成形に際して、実用的
には５００％や１０００％といったような非常に大きな
伸びが要求されることはまれであり、２００％程度の伸
びが達成できれば十分である場合が多いことに着目し、
発明者らは特殊な条件を採用せずに製造が容易で、かつ
生産性に優れた超塑性成形を可能とするＡｌ−Ｍｇ系合
金板およびその成形方法を特開平８−１９９２７２号公
報に提案した。
（１９８９）、Ｐ．７５１−７６４に記載されているよ
うな低ひずみ速度が必要であることから生産性に対して
も問題があった。しかし、超塑性成形に際して、実用的
には５００％や１０００％といったような非常に大きな
伸びが要求されることはまれであり、２００％程度の伸
びが達成できれば十分である場合が多いことに着目し、
発明者らは特殊な条件を採用せずに製造が容易で、かつ
生産性に優れた超塑性成形を可能とするＡｌ−Ｍｇ系合
金板およびその成形方法を特開平８−１９９２７２号公
報に提案した。
【０００６】ところが、上述のアルミニウム合金板は非
熱処理型の５０００系合金をベースとしているために、
強度が要求されるような部材への適用は困難であった。
本発明者らは、実用的な超塑性成形能は確保して、かつ
適用部材の一層の軽量化を行うために成形後の高強度化
を実現することについて鋭意検討した。その結果、従来
は超塑性現象が認められないとされていた熱処理型の６
０００系合金においても、成分、組織、成形方法を限定
すれば、特開平８−１９９２７２号公報における発明合
金に近い超塑性が発現し得ることを見出し、伸び１５０
％以上という、実用的な超塑性成形を可能とし、さらに
超塑性成形後にＴ６処理等の適切な熱処理を施すことに
よって、引張強度３００ＭＰａ以上の高い強度を得るこ
とができる熱処理型アルミニウム合金を、特開平１１−
１３１１６５号公報に提案した。ここでＴ６処理とは、
溶体化処理後人工時効硬化処理したものを意味する。
熱処理型の５０００系合金をベースとしているために、
強度が要求されるような部材への適用は困難であった。
本発明者らは、実用的な超塑性成形能は確保して、かつ
適用部材の一層の軽量化を行うために成形後の高強度化
を実現することについて鋭意検討した。その結果、従来
は超塑性現象が認められないとされていた熱処理型の６
０００系合金においても、成分、組織、成形方法を限定
すれば、特開平８−１９９２７２号公報における発明合
金に近い超塑性が発現し得ることを見出し、伸び１５０
％以上という、実用的な超塑性成形を可能とし、さらに
超塑性成形後にＴ６処理等の適切な熱処理を施すことに
よって、引張強度３００ＭＰａ以上の高い強度を得るこ
とができる熱処理型アルミニウム合金を、特開平１１−
１３１１６５号公報に提案した。ここでＴ６処理とは、
溶体化処理後人工時効硬化処理したものを意味する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記の熱処理
型アルミニウム合金では、超塑性成形加工の後、溶体化
処理を行い、さらに人工時効硬化処理を行うことによっ
て大幅な高強度化は可能であるが、工程が増えてしまい
製造コスト面からは望ましいものではなかった。そこ
で、本発明は、超塑性成形後に別途溶体化処理および人
工時効処理を行わなくても、自動車製造工程等において
通常行われるような塗装焼き付け処理を活用して高強度
化が図れるアルミニウム合金の超塑性成形加工方法を提
供することを課題とする。
型アルミニウム合金では、超塑性成形加工の後、溶体化
処理を行い、さらに人工時効硬化処理を行うことによっ
て大幅な高強度化は可能であるが、工程が増えてしまい
製造コスト面からは望ましいものではなかった。そこ
で、本発明は、超塑性成形後に別途溶体化処理および人
工時効処理を行わなくても、自動車製造工程等において
通常行われるような塗装焼き付け処理を活用して高強度
化が図れるアルミニウム合金の超塑性成形加工方法を提
供することを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、先ず超塑性
成形温度が溶体化処理温度域とほぼ重なること、加工後
の冷却速度を制御すれば溶体化処理と同等の効果が得ら
れることに着目した。しかし、上述の方法で超塑性成形
加工・冷却を行ったとしても、それだけでは、国内で標
準的な１７０℃（４４３Ｋ）〜１８０℃（４５３Ｋ）で
２０〜３０分程度の低温で短時間の塗装焼き付け処理条
件においては、冷却後３０分程度の短時間の内に塗装焼
き付け処理を行わなければ、十分な強度上昇は得られな
い。そこで、この超塑性成形加工から塗装焼き付け処理
までの厳しい時間的制約を、Ｓｎ添加により２４時間と
大幅に緩和することを可能として、本発明を完成するに
至った。
成形温度が溶体化処理温度域とほぼ重なること、加工後
の冷却速度を制御すれば溶体化処理と同等の効果が得ら
れることに着目した。しかし、上述の方法で超塑性成形
加工・冷却を行ったとしても、それだけでは、国内で標
準的な１７０℃（４４３Ｋ）〜１８０℃（４５３Ｋ）で
２０〜３０分程度の低温で短時間の塗装焼き付け処理条
件においては、冷却後３０分程度の短時間の内に塗装焼
き付け処理を行わなければ、十分な強度上昇は得られな
い。そこで、この超塑性成形加工から塗装焼き付け処理
までの厳しい時間的制約を、Ｓｎ添加により２４時間と
大幅に緩和することを可能として、本発明を完成するに
至った。
【０００９】発明者らも特開平９―５３１６１号公報等
で開示しているような、Ｓｎ添加により塗装焼き付け硬
化性を有するＡｌ-Ｍｇ-Ｓｉ系合金板の製造方法を提案
した。これは板製造工程における溶体化処理から１００
℃前後の予備時効処理までの時間制約を緩和する方法に
ついてのものであり、超塑性成形により部品加工を行っ
た場合の塗装焼き付け硬化性までは想定したものではな
い。本発明の要旨は以下の通りである。 （１）質量％で（以下同じ）、Ｍｇ：０．３〜１．１
％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｓｎ：０.０１〜０.３を
含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなり、不可
避純物のうちＦｅは０．１５％以下であり、平均結晶粒
径が１５〜１２０μｍであるアルミニウム合金を、ひず
み速度（ｄε/ｄｓ：/ｓ）と成形加工温度（Ｔ：Ｋ）と
が、次式の関係 ｌｎ（ｄε/ｄｓ）＜−６５＋１０ｌｎ（Ｔ） ただし、ｄε/ｄｓ≧１０-4/ｓ、Ｔ＝７３３〜８５３Ｋ を満たす範囲で伸び１５０％以上となる成形加工を行っ
た後、５℃/ｓ以上の冷却速度で２００℃（４７３Ｋ）
以下まで冷却して、２４時間以内に塗装焼き付け処理を
行うことを特徴とする、アルミニウム合金製高強度部材
の超塑性成形加工方法。
で開示しているような、Ｓｎ添加により塗装焼き付け硬
化性を有するＡｌ-Ｍｇ-Ｓｉ系合金板の製造方法を提案
した。これは板製造工程における溶体化処理から１００
℃前後の予備時効処理までの時間制約を緩和する方法に
ついてのものであり、超塑性成形により部品加工を行っ
た場合の塗装焼き付け硬化性までは想定したものではな
い。本発明の要旨は以下の通りである。 （１）質量％で（以下同じ）、Ｍｇ：０．３〜１．１
％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｓｎ：０.０１〜０.３を
含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなり、不可
避純物のうちＦｅは０．１５％以下であり、平均結晶粒
径が１５〜１２０μｍであるアルミニウム合金を、ひず
み速度（ｄε/ｄｓ：/ｓ）と成形加工温度（Ｔ：Ｋ）と
が、次式の関係 ｌｎ（ｄε/ｄｓ）＜−６５＋１０ｌｎ（Ｔ） ただし、ｄε/ｄｓ≧１０-4/ｓ、Ｔ＝７３３〜８５３Ｋ を満たす範囲で伸び１５０％以上となる成形加工を行っ
た後、５℃/ｓ以上の冷却速度で２００℃（４７３Ｋ）
以下まで冷却して、２４時間以内に塗装焼き付け処理を
行うことを特徴とする、アルミニウム合金製高強度部材
の超塑性成形加工方法。
【００１０】（２）前記アルミニウム合金が、さらに、
Ｍｎ：０.０３〜０．４％、Ｃｒ：０.０１〜０．１％、
Ｚｒ：０.０１〜０．１％、 Ｖ ：０.０１〜０．１％、
Ｔｉ：０.００５〜０．１％、 Ｂ ：０.００５〜０．０
５％のうちの一種または二種以上を含有することを特徴
とする、上記（１）に記載のアルミニウム合金製高強度
部材の超塑性成形加工方法。 （３）前記アルミニウム合金が、さらに、０.１〜０．
８％のＣｕを含有することを特徴とする、上記（１）ま
たは（２）に記載のアルミニウム合金製高強度部材の超
塑性成形加工方法。
Ｍｎ：０.０３〜０．４％、Ｃｒ：０.０１〜０．１％、
Ｚｒ：０.０１〜０．１％、 Ｖ ：０.０１〜０．１％、
Ｔｉ：０.００５〜０．１％、 Ｂ ：０.００５〜０．０
５％のうちの一種または二種以上を含有することを特徴
とする、上記（１）に記載のアルミニウム合金製高強度
部材の超塑性成形加工方法。 （３）前記アルミニウム合金が、さらに、０.１〜０．
８％のＣｕを含有することを特徴とする、上記（１）ま
たは（２）に記載のアルミニウム合金製高強度部材の超
塑性成形加工方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下に本発明の合金組成、超塑性
加工条件等の限定理由を説明する。まず、本発明におけ
る合金組成の限定理由について述べる。ＭｇおよびＳｉ
は、以下に記述する加工条件における超塑性成形性の確
保、ならびに成形加工後、塗装焼き付け処理等を行った
後の強度上昇に寄与する必須の基本合金成分であり、Ｍ
ｇ：０．３〜１．１％、Ｓｉ：０．４〜１．５％を含有
させる。Ｍｇ：０．３％未満、Ｓｉ：０．４％未満では
上述の効果に乏しく、Ｍｇ：１．１％超、Ｓｉ：１．５
％超では、超塑性成形性と下記のＳｎ添加による塗装焼
き付け硬化性の両立ができなくなる。
加工条件等の限定理由を説明する。まず、本発明におけ
る合金組成の限定理由について述べる。ＭｇおよびＳｉ
は、以下に記述する加工条件における超塑性成形性の確
保、ならびに成形加工後、塗装焼き付け処理等を行った
後の強度上昇に寄与する必須の基本合金成分であり、Ｍ
ｇ：０．３〜１．１％、Ｓｉ：０．４〜１．５％を含有
させる。Ｍｇ：０．３％未満、Ｓｉ：０．４％未満では
上述の効果に乏しく、Ｍｇ：１．１％超、Ｓｉ：１．５
％超では、超塑性成形性と下記のＳｎ添加による塗装焼
き付け硬化性の両立ができなくなる。
【００１２】Ｓｎは、超塑性成形後の室温放置中の溶質
原子クラスター形成を抑制する効果を持つ。この溶質原
子クラスターが存在すると塗装焼き付け処理時の強度上
昇に寄与するＧＰゾーンの形成が阻害されてしまうため
に、Ｓｎを０.０１〜０.３％添加する。Ｓｎが０.０１
％未満では上述の効果が不十分であり、０.３％超では
その効果は増大しないだけでなく、Ａｌとの間で金属間
化合物を形成して超塑性成形時にキャビティを発生させ
やすくし、超塑性成形性が低下してしまう。Ｆｅは一般
に不純物として混入するが、混入するとＡｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ等の金属間化合物が形成され、超塑性成形時にキャビ
ティを発生させやすくして超塑性成形を阻害する。そこ
で混入許容範囲は０．１５％以下とする。
原子クラスター形成を抑制する効果を持つ。この溶質原
子クラスターが存在すると塗装焼き付け処理時の強度上
昇に寄与するＧＰゾーンの形成が阻害されてしまうため
に、Ｓｎを０.０１〜０.３％添加する。Ｓｎが０.０１
％未満では上述の効果が不十分であり、０.３％超では
その効果は増大しないだけでなく、Ａｌとの間で金属間
化合物を形成して超塑性成形時にキャビティを発生させ
やすくし、超塑性成形性が低下してしまう。Ｆｅは一般
に不純物として混入するが、混入するとＡｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ等の金属間化合物が形成され、超塑性成形時にキャビ
ティを発生させやすくして超塑性成形を阻害する。そこ
で混入許容範囲は０．１５％以下とする。
【００１３】なお、本発明合金においては、Ｍｎ、Ｃ
ｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂのうち一種以上を含有させるこ
とができる。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、超塑性成形時
に、結晶粒径の異常成長を防止する効果を有する。Ｍ
ｎ：０.０３％未満、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖいずれの元素も０.
０１％未満では、上記の効果が十分に得られない。また
Ｍｎを０．４％超添加すると、Ａｌ6ＭｎやＦｅ、Ｓｉ
と金属間化合物を形成し、超塑性成形時にキャビティが
生成されやすくなる。またＣｒ、Ｚｒ、Ｖをいずれも
０．１％を超えて添加すると同様に金属間化合物が形成
され、超塑性成形時にキャビティが生成されやすくな
る。そこでＭｎ：０.０３〜０．４％、Ｃｒ：０.０１〜
０．１％、Ｚｒ：０.０１〜０．１％、 Ｖ ：０.０１〜
０．１％と規定した。
ｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂのうち一種以上を含有させるこ
とができる。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、超塑性成形時
に、結晶粒径の異常成長を防止する効果を有する。Ｍ
ｎ：０.０３％未満、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖいずれの元素も０.
０１％未満では、上記の効果が十分に得られない。また
Ｍｎを０．４％超添加すると、Ａｌ6ＭｎやＦｅ、Ｓｉ
と金属間化合物を形成し、超塑性成形時にキャビティが
生成されやすくなる。またＣｒ、Ｚｒ、Ｖをいずれも
０．１％を超えて添加すると同様に金属間化合物が形成
され、超塑性成形時にキャビティが生成されやすくな
る。そこでＭｎ：０.０３〜０．４％、Ｃｒ：０.０１〜
０．１％、Ｚｒ：０.０１〜０．１％、 Ｖ ：０.０１〜
０．１％と規定した。
【００１４】一方、ＢはＴｉと共存して、結晶粒の均質
化を促進する効果を有する。Ｔｉ：０.００５未満、
Ｂ：０.００５％未満では上述の効果が乏しく、Ｔｉ：
０．１％超、Ｂ：０．０５％超ではＴｉＢ2が生成し、
キャビティが形成されやすくなり、超塑性成形を阻害す
る。したがってＴｉ、Ｂの添加量は、Ｔｉ：０.００５
〜０．１％、Ｂ：０.００５〜０．０５％とした。
化を促進する効果を有する。Ｔｉ：０.００５未満、
Ｂ：０.００５％未満では上述の効果が乏しく、Ｔｉ：
０．１％超、Ｂ：０．０５％超ではＴｉＢ2が生成し、
キャビティが形成されやすくなり、超塑性成形を阻害す
る。したがってＴｉ、Ｂの添加量は、Ｔｉ：０.００５
〜０．１％、Ｂ：０.００５〜０．０５％とした。
【００１５】さらに本発明合金においては、必要に応じ
てＣｕを含有させてもよい。Ｃｕは加工後、塗装焼き付
け処理を行ったときの強度を上昇させるのに有効であ
る。０.１％未満でのその効果は不十分であり、０．８
％を超えてＣｕを含有させると結晶粒界上に析出してキ
ャビティが発生しやすくなり、超塑性成形性が阻害され
る。そこでＣｕの添加量は、０.１〜０．８％とした。
またＣｕは耐食性を阻害するので、耐食性が要求される
場合には、０．３５％以下とすることが好ましい。
てＣｕを含有させてもよい。Ｃｕは加工後、塗装焼き付
け処理を行ったときの強度を上昇させるのに有効であ
る。０.１％未満でのその効果は不十分であり、０．８
％を超えてＣｕを含有させると結晶粒界上に析出してキ
ャビティが発生しやすくなり、超塑性成形性が阻害され
る。そこでＣｕの添加量は、０.１〜０．８％とした。
またＣｕは耐食性を阻害するので、耐食性が要求される
場合には、０．３５％以下とすることが好ましい。
【００１６】次に、平均結晶粒径を規定する理由を説明
する。従来、超塑性を発現させるためには結晶粒径は微
細化させることが一般的であると報告されている（例え
ば、馬場、吉田：塑性と加工、２７−３０２（１９８
６）、Ｐ３３３−３３８など）。しかし、本発明者らが
鋭意検討した結果、生産性の高い超塑性成形加工を可能
とするには、従来の知見よりも大きい結晶粒径、すなわ
ち１５〜１２０μｍの範囲で良いことが判明した。さら
に、本発明合金を用いて超塑性成形を可能とする加工条
件の範囲を規定する理由について説明する。
する。従来、超塑性を発現させるためには結晶粒径は微
細化させることが一般的であると報告されている（例え
ば、馬場、吉田：塑性と加工、２７−３０２（１９８
６）、Ｐ３３３−３３８など）。しかし、本発明者らが
鋭意検討した結果、生産性の高い超塑性成形加工を可能
とするには、従来の知見よりも大きい結晶粒径、すなわ
ち１５〜１２０μｍの範囲で良いことが判明した。さら
に、本発明合金を用いて超塑性成形を可能とする加工条
件の範囲を規定する理由について説明する。
【００１７】実用的な超塑性成形として必要な伸びは、
成形後の強度確保のために最小限の板厚が必要であるこ
とから、例えば５００％以上の大きな超塑性伸びは必要
とはされず、破断までの全伸びで１５０％程度以上の伸
びがあればほぼ必要十分である場合が多い。そこで本発
明者らは、熱処理型アルミニウム合金を中心に、高生産
性を可能とする高いひずみ速度で実用的な超塑性伸びを
有する合金板について鋭意検討を行い、合金組成と結晶
粒径を前述のように規定したアルミニウム合金板を下記
の加工条件の範囲内で成形すれば、本発明の目的である
１５０％以の超塑性伸びが得られることを見出した。
成形後の強度確保のために最小限の板厚が必要であるこ
とから、例えば５００％以上の大きな超塑性伸びは必要
とはされず、破断までの全伸びで１５０％程度以上の伸
びがあればほぼ必要十分である場合が多い。そこで本発
明者らは、熱処理型アルミニウム合金を中心に、高生産
性を可能とする高いひずみ速度で実用的な超塑性伸びを
有する合金板について鋭意検討を行い、合金組成と結晶
粒径を前述のように規定したアルミニウム合金板を下記
の加工条件の範囲内で成形すれば、本発明の目的である
１５０％以の超塑性伸びが得られることを見出した。
【００１８】先ず、ひずみ速度ｄε/ｄｓは生産性の観
点から、ｄε/ｄｓ≧１０-4/ｓとした。ひずみ速度ｄε
/ｄｓ＜１０-4/ｓであると、加工に時間を要しすぎ、実
用的ではない。次に加工温度Ｔは７３３〜８３３Ｋとし
た。また、７３３Ｋ以下の温度では、実用的な超塑性現
象と、溶体化効果が十分には得られない。８３３Ｋより
も高いと加工中に結晶粒径が粗大化してしまい、適切な
超塑性成形が行えなくなる。またひずみ速度と加工温度
に応じて、ひずみ速度（ｄε/ｄｓ：/ｓ）と成形温度
（Ｔ：Ｋ）とが、 ｌｎ（ｄε/ｄｓ）＜−６５＋１０ｌｎ（Ｔ） を満たすようにすると、変形抵抗が軽減でき、超塑性成
形が有利に行えることを実験的に見出した。
点から、ｄε/ｄｓ≧１０-4/ｓとした。ひずみ速度ｄε
/ｄｓ＜１０-4/ｓであると、加工に時間を要しすぎ、実
用的ではない。次に加工温度Ｔは７３３〜８３３Ｋとし
た。また、７３３Ｋ以下の温度では、実用的な超塑性現
象と、溶体化効果が十分には得られない。８３３Ｋより
も高いと加工中に結晶粒径が粗大化してしまい、適切な
超塑性成形が行えなくなる。またひずみ速度と加工温度
に応じて、ひずみ速度（ｄε/ｄｓ：/ｓ）と成形温度
（Ｔ：Ｋ）とが、 ｌｎ（ｄε/ｄｓ）＜−６５＋１０ｌｎ（Ｔ） を満たすようにすると、変形抵抗が軽減でき、超塑性成
形が有利に行えることを実験的に見出した。
【００１９】さらに、超塑性成形後に冷却して過飽和固
溶体を得るには、５℃/ｓ以上の冷却速度で２００℃
（４７３Ｋ）以下まで冷却すればよい。５℃/ｓ未満の
冷却速度では、冷却中に溶質元素が平衡相βや、中間相
β’として析出してしまい、十分な固溶量が得られない
ためである。なお２００℃より低い温度域で５℃/ｓ未
満で冷却された場合は、逆に強度上昇効果の大きいＧＰ
ゾーンが形成されるために、成形品の強度確保には有利
に働く。次に、超塑性成形・冷却後に２４時間以内に塗
装焼き付け処理を行うことにより、焼き付け硬化性が得
られる。２４時間を越えると、Ｓｎ添加により超塑性成
形後の室温放置中の溶質原子クラスター形成量が増えて
しまい、塗装装焼き付け硬化性が得られなくなってしま
う。超塑性成形・冷却から塗装焼き付けまでの室温放置
時間は、大きな強度上昇を得るためには短いほど好まし
い。
溶体を得るには、５℃/ｓ以上の冷却速度で２００℃
（４７３Ｋ）以下まで冷却すればよい。５℃/ｓ未満の
冷却速度では、冷却中に溶質元素が平衡相βや、中間相
β’として析出してしまい、十分な固溶量が得られない
ためである。なお２００℃より低い温度域で５℃/ｓ未
満で冷却された場合は、逆に強度上昇効果の大きいＧＰ
ゾーンが形成されるために、成形品の強度確保には有利
に働く。次に、超塑性成形・冷却後に２４時間以内に塗
装焼き付け処理を行うことにより、焼き付け硬化性が得
られる。２４時間を越えると、Ｓｎ添加により超塑性成
形後の室温放置中の溶質原子クラスター形成量が増えて
しまい、塗装装焼き付け硬化性が得られなくなってしま
う。超塑性成形・冷却から塗装焼き付けまでの室温放置
時間は、大きな強度上昇を得るためには短いほど好まし
い。
【００２０】
【実施例】（実施例１）実施例に基づき、本発明を具体
的に説明する。表１に示すアルミニウム合金について、
それぞれ常法にしたがってＤＣ鋳造法により鋳造を行
い、得られた鋳塊に５３０℃（８０３Ｋ）で５時間の均
質化処理を施してから、熱間圧延および冷間圧延を行っ
て、厚さ１ｍｍの圧延板とした後、熱処理を施し、同じ
く表１に示すような平均結晶粒径に調整した。このとき
の結晶粒径は、板厚中心部の圧延方向の断面組織写真を
１００倍で撮影し、切片法により平均切片長を求めて平
均結晶粒径とした。これらの合金板の超塑性伸びを調べ
るために表２に示す温度およびひずみ速度の条件でＪＩ
Ｓ５号試験片を用いて引張試験を行った。
的に説明する。表１に示すアルミニウム合金について、
それぞれ常法にしたがってＤＣ鋳造法により鋳造を行
い、得られた鋳塊に５３０℃（８０３Ｋ）で５時間の均
質化処理を施してから、熱間圧延および冷間圧延を行っ
て、厚さ１ｍｍの圧延板とした後、熱処理を施し、同じ
く表１に示すような平均結晶粒径に調整した。このとき
の結晶粒径は、板厚中心部の圧延方向の断面組織写真を
１００倍で撮影し、切片法により平均切片長を求めて平
均結晶粒径とした。これらの合金板の超塑性伸びを調べ
るために表２に示す温度およびひずみ速度の条件でＪＩ
Ｓ５号試験片を用いて引張試験を行った。
【表１】
【００２１】さらに、塗装焼き付け硬化性を調べるため
に、表２に示す温度にて溶体化処理を行い、１０℃/ｓ
の冷却速度で１００℃（３７３Ｋ）までの冷却し、２０
時間後に１７５℃（４４８Ｋ）で３０分の塗装焼き相当
の熱処理を行い、引張試験を行って０.２％耐力を評価
した。５０００系超塑性材の超塑性加工後の０.２％耐
力が高々１４０ＭＰａ程度であることから、１５０ＭＰ
ａ以上を良好な塗装焼き付け硬化性と判定した。
に、表２に示す温度にて溶体化処理を行い、１０℃/ｓ
の冷却速度で１００℃（３７３Ｋ）までの冷却し、２０
時間後に１７５℃（４４８Ｋ）で３０分の塗装焼き相当
の熱処理を行い、引張試験を行って０.２％耐力を評価
した。５０００系超塑性材の超塑性加工後の０.２％耐
力が高々１４０ＭＰａ程度であることから、１５０ＭＰ
ａ以上を良好な塗装焼き付け硬化性と判定した。
【表２】
表２における本発明例No.１〜１１は、いずれも合金成
分および結晶粒径が本発明で規定する範囲内にあり、か
つ本発明で規定する加工条件において引張加工した例で
ある。これらは、いずれも１５０％を超える超塑性伸び
を示した。また、塗装焼き付けに相当する１７５℃（４
４８Ｋ）で３０分の熱処理後の０.２％耐力も１５０Ｍ
Ｐａ以上を良好な塗装焼き付け硬化性を示している。
分および結晶粒径が本発明で規定する範囲内にあり、か
つ本発明で規定する加工条件において引張加工した例で
ある。これらは、いずれも１５０％を超える超塑性伸び
を示した。また、塗装焼き付けに相当する１７５℃（４
４８Ｋ）で３０分の熱処理後の０.２％耐力も１５０Ｍ
Ｐａ以上を良好な塗装焼き付け硬化性を示している。
【００２２】これに対して比較例No.１２〜１４は、合
金成分および結晶粒径が本発明で規定する範囲内である
が、本発明で規定する加工条件を満たさなかったため
に、１５０％以上の伸びが得られなかった。比較例No.
１４はさらに塗装焼き付け硬化性も著しく低かった。一
方、比較例No.１５〜１９は、合金成分が本発明で規定
する範囲外であるために、本発明で規定する加工条件を
満たしていても、１５０％以上の伸びが得られず、また
このうちNo.１５〜１７は塗装焼き付け硬化性も１５０
ＭＰａに達しなかった比較例No.２０は、Ｓｎ以外の合
金成分、結晶粒径および加工条件は本発明で規定される
範囲内であるため、１５０％以上の伸びが得られている
が、塗装焼き付け硬化性が１５０ＭＰａに達しなかっ
た。
金成分および結晶粒径が本発明で規定する範囲内である
が、本発明で規定する加工条件を満たさなかったため
に、１５０％以上の伸びが得られなかった。比較例No.
１４はさらに塗装焼き付け硬化性も著しく低かった。一
方、比較例No.１５〜１９は、合金成分が本発明で規定
する範囲外であるために、本発明で規定する加工条件を
満たしていても、１５０％以上の伸びが得られず、また
このうちNo.１５〜１７は塗装焼き付け硬化性も１５０
ＭＰａに達しなかった比較例No.２０は、Ｓｎ以外の合
金成分、結晶粒径および加工条件は本発明で規定される
範囲内であるため、１５０％以上の伸びが得られている
が、塗装焼き付け硬化性が１５０ＭＰａに達しなかっ
た。
【００２３】（実施例２）表１中の本発明合金板Ａ１お
よびＡ３に対して、超塑性現象が発現する成形温度にて
１０分保持した後、保持後２００℃（４７３Ｋ）までの
冷却速度、室温での放置時間を変えて、１７５℃（４４
８Ｋ）で３０分の塗装焼き相当の熱処理を行い、引張試
験を行って機械的性質を評価した。成形温度等の条件お
よび機械的性質の評価結果を表３に示す。
よびＡ３に対して、超塑性現象が発現する成形温度にて
１０分保持した後、保持後２００℃（４７３Ｋ）までの
冷却速度、室温での放置時間を変えて、１７５℃（４４
８Ｋ）で３０分の塗装焼き相当の熱処理を行い、引張試
験を行って機械的性質を評価した。成形温度等の条件お
よび機械的性質の評価結果を表３に示す。
【表３】
本発明例No.１、２は冷却速度および室温放置時間が本
発明内であるため、１５０ＭＰａ以上の塗装焼き付け硬
化性を示した。比較例No.３は室温放置時間は本発明で
規定する範囲内であるが、冷却速度が本発明の範囲外で
あるため、十分な塗装焼き付け硬化性が得られなかっ
た。
発明内であるため、１５０ＭＰａ以上の塗装焼き付け硬
化性を示した。比較例No.３は室温放置時間は本発明で
規定する範囲内であるが、冷却速度が本発明の範囲外で
あるため、十分な塗装焼き付け硬化性が得られなかっ
た。
【００２４】また本発明例No.４〜６は冷却速度および
室温放置時間が本発明内であり、１５０ＭＰａ以上の塗
装焼き付け硬化性が得られた。中でも特にNo.４、５は
溶体化効果の高い高温の成形温度と短時間の室温放置に
より、極めて良好な塗装焼き付け硬化性を示した。一
方、比較例No.７は、室温放置時間が本発明で規定する
範囲外であったため、十分な塗装焼き付け硬化性が得ら
れなかった。本発明例No.８は、冷却速度および室温放
置時間が本発明内であり、１５０ＭＰａ以上の塗装焼き
付け硬化性が得られている。しかし比較例No.９は冷却
速度が、比較例No.１０では冷却速度と室温放置時間と
もに本発明で規定する範囲外の条件であるため、塗装焼
き付け硬化性が低かった。
室温放置時間が本発明内であり、１５０ＭＰａ以上の塗
装焼き付け硬化性が得られた。中でも特にNo.４、５は
溶体化効果の高い高温の成形温度と短時間の室温放置に
より、極めて良好な塗装焼き付け硬化性を示した。一
方、比較例No.７は、室温放置時間が本発明で規定する
範囲外であったため、十分な塗装焼き付け硬化性が得ら
れなかった。本発明例No.８は、冷却速度および室温放
置時間が本発明内であり、１５０ＭＰａ以上の塗装焼き
付け硬化性が得られている。しかし比較例No.９は冷却
速度が、比較例No.１０では冷却速度と室温放置時間と
もに本発明で規定する範囲外の条件であるため、塗装焼
き付け硬化性が低かった。
【００２５】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明に
よれば、実用上ほぼ十分な超塑性成形性を有し、かつ、
塗装焼き付け硬化性を有するアルミニウム合金を適用し
た高強度部材の加工方法を提供することができるなど、
産業上有用な著しい効果を奏する。
よれば、実用上ほぼ十分な超塑性成形性を有し、かつ、
塗装焼き付け硬化性を有するアルミニウム合金を適用し
た高強度部材の加工方法を提供することができるなど、
産業上有用な著しい効果を奏する。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２３
６３０ ６３０Ａ
６３０Ｋ
６３１ ６３１Ｚ
６８３ ６８３
６９２ ６９２Ａ
６９２Ｂ
６９４ ６９４Ａ
６９４Ｂ
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で（以下同じ）、 Ｍｇ：０．３〜１．１％ Ｓｉ：０．４〜１．５％ Ｓｎ：０.０１〜０.３ を含有し、残部はＡｌおよび不可避不純物からなり、不
可避純物のうちＦｅは０．１５％以下であり、平均結晶
粒径が１５〜１２０μｍであるアルミニウム合金を、ひ
ずみ速度（ｄε/ｄｓ：/ｓ）と成形加工温度（Ｔ：Ｋ）
とが、次式の関係ｌｎ（ｄε/ｄｓ）＜−６５＋１０ｌ
ｎ（Ｔ） ただし、ｄε/ｄｓ≧１０-4/ｓ、Ｔ＝７３３〜８５３Ｋ を満たす範囲で伸び１５０％以上となる成形加工を行っ
た後、５℃/ｓ以上の冷却速度で２００℃（４７３Ｋ）
以下まで冷却して、２４時間以内に塗装焼き付け処理を
行うことを特徴とする、アルミニウム合金製高強度部材
の超塑性成形加工方法。 - 【請求項２】 前記アルミニウム合金が、さらに、 Ｍｎ：０.０３〜０．４％ Ｃｒ：０.０１〜０．１％ Ｚｒ：０.０１〜０．１％ Ｖ ：０.０１〜０．１％ Ｔｉ：０.００５〜０．１％ Ｂ ：０.００５〜０．０５％ のうちの一種または二種以上を含有することを特徴とす
る、請求項１に記載のアルミニウム合金製高強度部材の
超塑性成形加工方法。 - 【請求項３】 前記アルミニウム合金が、さらに、０.
１〜０．８％のＣｕを含有することを特徴とする、請求
項１または請求項２に記載のアルミニウム合金製高強度
部材の超塑性成形加工方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002109953A JP2003301249A (ja) | 2002-04-12 | 2002-04-12 | アルミニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002109953A JP2003301249A (ja) | 2002-04-12 | 2002-04-12 | アルミニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003301249A true JP2003301249A (ja) | 2003-10-24 |
Family
ID=29393230
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002109953A Pending JP2003301249A (ja) | 2002-04-12 | 2002-04-12 | アルミニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003301249A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014132925A1 (ja) * | 2013-02-26 | 2014-09-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板 |
| EP2817429A1 (de) * | 2012-02-23 | 2014-12-31 | Amag Rolling GmbH | Aushärtbare aluminiumlegierung und verfahren zur verbesserung der warmaushärtungsfähigkeit eines halbzeugs oder endprodukts |
| WO2015098484A1 (ja) * | 2013-12-25 | 2015-07-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形用アルミニウム合金板 |
-
2002
- 2002-04-12 JP JP2002109953A patent/JP2003301249A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2817429A1 (de) * | 2012-02-23 | 2014-12-31 | Amag Rolling GmbH | Aushärtbare aluminiumlegierung und verfahren zur verbesserung der warmaushärtungsfähigkeit eines halbzeugs oder endprodukts |
| WO2014132925A1 (ja) * | 2013-02-26 | 2014-09-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板 |
| JP2014162962A (ja) * | 2013-02-26 | 2014-09-08 | Kobe Steel Ltd | 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板 |
| CN105074028A (zh) * | 2013-02-26 | 2015-11-18 | 株式会社神户制钢所 | 室温时效后的特性优异的铝合金板 |
| CN105074028B (zh) * | 2013-02-26 | 2017-06-06 | 株式会社神户制钢所 | 室温时效后的特性优异的铝合金板 |
| US9932658B2 (en) | 2013-02-26 | 2018-04-03 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy having excellent characteristic after natural aging at room temperature |
| WO2015098484A1 (ja) * | 2013-12-25 | 2015-07-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形用アルミニウム合金板 |
| JP2015124396A (ja) * | 2013-12-25 | 2015-07-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形用アルミニウム合金板 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3194742B2 (ja) | 改良リチウムアルミニウム合金系 | |
| EP1848835A2 (en) | Aluminum-zinc-magnesium-scandium alloys and methods of fabricating same | |
| EP0480402B1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| JP7044863B2 (ja) | Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金材 | |
| JPH0372147B2 (ja) | ||
| EP3662091A1 (en) | 6xxxx-series rolled sheet product with improved formability | |
| JP2002235158A (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度アルミニウム合金押出形材の製造方法 | |
| JPS62207851A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 | |
| JP3670706B2 (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度アルミニウム合金押出型材の製造方法 | |
| JP2844411B2 (ja) | 冷間予成形可能な超塑性成形用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP4117243B2 (ja) | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JPH086161B2 (ja) | 高強度Ａ１‐Ｍｇ‐Ｓｉ系合金部材の製造法 | |
| JP4201745B2 (ja) | 塗装焼付け硬化性に優れた超塑性成形用６０００系アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP5166702B2 (ja) | 塗装焼付け硬化性に優れた６０００系アルミニウム押出材及びその製造方法 | |
| JP3145904B2 (ja) | 高速超塑性成形に優れたアルミニウム合金板およびその成形方法 | |
| KR20210037108A (ko) | 알루미늄 합금 및 그 제조방법 | |
| JP2004076155A (ja) | 耐焼付軟化性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JPH0447019B2 (ja) | ||
| JP2003301249A (ja) | アルミニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法 | |
| JPH11350058A (ja) | 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2000104149A (ja) | 微細な再結晶粒組織を有するＡｌ−Ｍｎ系合金圧延材の製造方法 | |
| JPH0547616B2 (ja) | ||
| JPH0565586A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 | |
| JPH0565587A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 | |
| JPH10259441A (ja) | 高速超塑性成形性に優れ且つ成形後のキャビティの少ないアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041217 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060606 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20060620 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20061024 |