JP2831157B2 - 強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents
強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は結晶粒を微細にした材料
で発現する微細結晶粒超塑性アルミニウム合金板及びそ
の製造方法に係り、更に詳しくは、強度及び耐食性に優
れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製
造方法に関する。
で発現する微細結晶粒超塑性アルミニウム合金板及びそ
の製造方法に係り、更に詳しくは、強度及び耐食性に優
れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製
造方法に関する。
【０００２】なお、本発明において、超塑性とは、ある
加工条件の下で材料がくびれ（ネッキング）なしに数１
００〜１０００％もの巨大な伸びを生じる現象を言う。
加工条件の下で材料がくびれ（ネッキング）なしに数１
００〜１０００％もの巨大な伸びを生じる現象を言う。
【０００３】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】通常の
Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金材は、軟質化材であって
も、伸びはたかだか３０％程度で、より成形の難しい加
工品には超塑性材の開発が望まれており、種々の方法に
よって結晶粒を微細化し、５００〜５５０℃程度の温度
での変形で超塑性を得る試みが、下記表１に示すように
行われている。
Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金材は、軟質化材であって
も、伸びはたかだか３０％程度で、より成形の難しい加
工品には超塑性材の開発が望まれており、種々の方法に
よって結晶粒を微細化し、５００〜５５０℃程度の温度
での変形で超塑性を得る試みが、下記表１に示すように
行われている。
【表１】
【０００４】ところで、従来は、超塑性化のポイントと
なる結晶粒の微細化に開発の重点が置かれていたが、実
用化を迎えつつある現在は、下記のような相反する問題
が顕在化してきた。
なる結晶粒の微細化に開発の重点が置かれていたが、実
用化を迎えつつある現在は、下記のような相反する問題
が顕在化してきた。
【０００５】すなわち、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合
金材では材料の強度（耐力、σy）は、所謂、下記ホー
ル＝ペッチの式（１）で表わされる。 σy＝σi＋Ｋy・ｄ−１／２・・・・・・（１）
金材では材料の強度（耐力、σy）は、所謂、下記ホー
ル＝ペッチの式（１）で表わされる。 σy＝σi＋Ｋy・ｄ−１／２・・・・・・（１）
【０００６】この式（１）において、σiは材料の摩擦
力で、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の場合は、主とし
てＭｇとＡｌ原子との原子半径の差（約１０％）に基づ
く固溶体強化によるもので、大きさはＭｇの含有量に比
例する。ｄは結晶粒径である。ＫyはＭｇと転位との固
着の強さ等に比例する定数で、具体的には強度（耐力）
の結晶粒径依存性を示し、したがって、式（１）は結晶
粒径が小さいほど、材料の強度は大きくなることを示
す。
力で、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の場合は、主とし
てＭｇとＡｌ原子との原子半径の差（約１０％）に基づ
く固溶体強化によるもので、大きさはＭｇの含有量に比
例する。ｄは結晶粒径である。ＫyはＭｇと転位との固
着の強さ等に比例する定数で、具体的には強度（耐力）
の結晶粒径依存性を示し、したがって、式（１）は結晶
粒径が小さいほど、材料の強度は大きくなることを示
す。
【０００７】ところで、超塑性材では、結晶粒径（ｄ）
は、通常の軟質材の場合が３０〜４０μｍ（すなわち、
ｄ−１／２＝５〜６ｍｍ−１／２）であるのに対し、１
０〜２０μｍ（すなわち、ｄ−１／２＝７〜１０ｍｍ
−１／２）と、ｄ−１／２が大きくなり、材料は結晶粒
が小さくなることにより、固着強化される。したがっ
て、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金超塑性材料は、『Ｍ
ｇによる固溶体強化＋結晶粒微細化による固着強化』の
二重の強化機構により強化されていることになる。
は、通常の軟質材の場合が３０〜４０μｍ（すなわち、
ｄ−１／２＝５〜６ｍｍ−１／２）であるのに対し、１
０〜２０μｍ（すなわち、ｄ−１／２＝７〜１０ｍｍ
−１／２）と、ｄ−１／２が大きくなり、材料は結晶粒
が小さくなることにより、固着強化される。したがっ
て、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金超塑性材料は、『Ｍ
ｇによる固溶体強化＋結晶粒微細化による固着強化』の
二重の強化機構により強化されていることになる。
【０００８】Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金材では、
Ｍｇ量が多くなると、使用環境により固溶していた結晶
粒界上にβ′−Ｍｇ２Ａｌ３が析出してきて、応力腐食
割れ（ＳＣＣ）が発生し易くなり、ＳＣＣの恐れのある
構造材では、通常はＭｇ量は４％以下に規制されてい
る。
Ｍｇ量が多くなると、使用環境により固溶していた結晶
粒界上にβ′−Ｍｇ２Ａｌ３が析出してきて、応力腐食
割れ（ＳＣＣ）が発生し易くなり、ＳＣＣの恐れのある
構造材では、通常はＭｇ量は４％以下に規制されてい
る。
【０００９】したがって、上記のの材料強度と、の
耐食性については、お互いに矛盾する材料設計が要求さ
れていた。
耐食性については、お互いに矛盾する材料設計が要求さ
れていた。
【００１０】本発明は、かゝる要請に応えるべくなされ
たものであって、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料に
おいて、強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超塑性アル
ミニウム合金板を提供し、並びにその製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
たものであって、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金材料に
おいて、強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超塑性アル
ミニウム合金板を提供し、並びにその製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明者は、次の２点につき、鋭意研究開発に努め
た。 （１）まず、耐食性を向上させるには、Ｍｇ量を制限
し、代わりに、従来のジュラルミン系のＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金で良く知られる、Ｓ．Ｓ．（固溶体）→Ｇ．
Ｐ．Ｂゾーン（Ｔ４状態）→Ｓ′−ＣｕＭｇＡｌ２（Ｔ
６状態）の析出強化機構の利用を検討する。 （２）応力腐食割れは、結晶粒界と結晶粒内との腐食電
位の差により、電位的に卑な結晶粒界が優先的に腐食す
るものであるから、粒内に析出し易い粒子を検討し、粒
界と粒内の電位差を少なくし、応力腐食割れ感受性を低
下させる。
に、本発明者は、次の２点につき、鋭意研究開発に努め
た。 （１）まず、耐食性を向上させるには、Ｍｇ量を制限
し、代わりに、従来のジュラルミン系のＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金で良く知られる、Ｓ．Ｓ．（固溶体）→Ｇ．
Ｐ．Ｂゾーン（Ｔ４状態）→Ｓ′−ＣｕＭｇＡｌ２（Ｔ
６状態）の析出強化機構の利用を検討する。 （２）応力腐食割れは、結晶粒界と結晶粒内との腐食電
位の差により、電位的に卑な結晶粒界が優先的に腐食す
るものであるから、粒内に析出し易い粒子を検討し、粒
界と粒内の電位差を少なくし、応力腐食割れ感受性を低
下させる。
【００１２】その結果、Ａｌ−Ｍg系合金に上記２点の
効果を付与し、強度かつ耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超
塑性アルミニウム合金を製造できる冶金的手段及び製造
方法を見い出し、ここに本発明をなしたものである。
効果を付与し、強度かつ耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超
塑性アルミニウム合金を製造できる冶金的手段及び製造
方法を見い出し、ここに本発明をなしたものである。
【００１３】すなわち、本発明は、Ｍｇ：２〜５％及び
Ｃｕ：０．０４〜０．１０％を含有し、遷移元素のＣ
ｒ：０．１０〜０．２５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５
％及びＭｎ：０．１０〜０．２０％からなる群より選ん
だ少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不純物
で、かつ、不純物のうちＳｉ：０．１０％以下、Ｆｅ：
０．１５％以下に規制したアルミニウム合金において、
結晶粒径を２０μｍ以下に制御し、かつ遷移元素系金属
間化合物の平均直径を３００〜２０００Å、その体積分
率を０.０５〜０．１％に制御してなることを特徴とす
る強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニ
ウム合金板を要旨とするものである。
Ｃｕ：０．０４〜０．１０％を含有し、遷移元素のＣ
ｒ：０．１０〜０．２５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５
％及びＭｎ：０．１０〜０．２０％からなる群より選ん
だ少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不純物
で、かつ、不純物のうちＳｉ：０．１０％以下、Ｆｅ：
０．１５％以下に規制したアルミニウム合金において、
結晶粒径を２０μｍ以下に制御し、かつ遷移元素系金属
間化合物の平均直径を３００〜２０００Å、その体積分
率を０.０５〜０．１％に制御してなることを特徴とす
る強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニ
ウム合金板を要旨とするものである。
【００１４】また、その製造方法は、上記の化学成分を
有するアルミニウム合金鋳塊に４５０〜５５０℃で均質
化熱処理を施し、２５０〜５５０℃の温度で熱間圧延
し、必要に応じて中間圧延を施した後、１２０〜２３０
℃の温度で０．５〜３０時間保持する熱処理を施し、５
０％以上の冷間加工率で仕上圧延を行った後、５００℃
／ｍｉｎ以上の昇温速度で４００〜５５０℃の温度に加
熱して再結晶処理することにより、結晶粒径を２０μｍ
以下に制御し、かつ遷移元素系金属間化合物の平均直径
を３００〜２０００Å、その体積分率を０.０５〜０.１
％に制御することを特徴とするものである。
有するアルミニウム合金鋳塊に４５０〜５５０℃で均質
化熱処理を施し、２５０〜５５０℃の温度で熱間圧延
し、必要に応じて中間圧延を施した後、１２０〜２３０
℃の温度で０．５〜３０時間保持する熱処理を施し、５
０％以上の冷間加工率で仕上圧延を行った後、５００℃
／ｍｉｎ以上の昇温速度で４００〜５５０℃の温度に加
熱して再結晶処理することにより、結晶粒径を２０μｍ
以下に制御し、かつ遷移元素系金属間化合物の平均直径
を３００〜２０００Å、その体積分率を０.０５〜０.１
％に制御することを特徴とするものである。
【００１５】以下に本発明を詳細に説明する。
【００１６】
【作用】まず、本発明における合金の化学成分の限定理
由について説明する。
由について説明する。
【００１７】Ｍｇ： Ｍｇはそれ自体の固溶体強化、及び後述のＣｕと結合し
た時効析出物（Ｇ．Ｐ．Ｂゾーン或いはＳ′−ＣｕＭｇ
Ａｌ２）の析出硬化により強度を付与すると同時に、電
位的卑なＳ′−ＣｕＭｇＡｌ２が結晶粒内に析出し、粒
界と粒内の電位差を小さくし、応力腐食割れ感受性を低
下させる作用がある。しかし、２％未満では十分な強度
が得られず、また５％を超えると、応力腐食割れ感受性
が大きくなり、実用に供し得ない。よって、Ｍｇ含有量
は２〜５％の範囲とする。
た時効析出物（Ｇ．Ｐ．Ｂゾーン或いはＳ′−ＣｕＭｇ
Ａｌ２）の析出硬化により強度を付与すると同時に、電
位的卑なＳ′−ＣｕＭｇＡｌ２が結晶粒内に析出し、粒
界と粒内の電位差を小さくし、応力腐食割れ感受性を低
下させる作用がある。しかし、２％未満では十分な強度
が得られず、また５％を超えると、応力腐食割れ感受性
が大きくなり、実用に供し得ない。よって、Ｍｇ含有量
は２〜５％の範囲とする。
【００１８】Ｃｕ： Ｃｕは時効析出物（Ｇ．Ｐ．Ｂ．ゾーン或いはＳ′−Ｃ
ｕＭｇＡｌ2）により強度の付与と応力腐食割れ感受性
を低減させる作用がある。しかし、０．０４％未満では
十分な強度と耐食性の改善が得られず、また０．１０％
を超えると溶体化処理後に過剰のＳ′−ＣｕＭｇＡｌ2
が結晶粒内に析出し、一般耐食性を損ねたり、鋳造時に
Ｃｕ２ＦｅＡｌ7が晶出し、伸び、成形性が大きく低下
する。よって、Ｃｕ含有量は０．０４〜０．１０％の範
囲とする。
ｕＭｇＡｌ2）により強度の付与と応力腐食割れ感受性
を低減させる作用がある。しかし、０．０４％未満では
十分な強度と耐食性の改善が得られず、また０．１０％
を超えると溶体化処理後に過剰のＳ′−ＣｕＭｇＡｌ2
が結晶粒内に析出し、一般耐食性を損ねたり、鋳造時に
Ｃｕ２ＦｅＡｌ7が晶出し、伸び、成形性が大きく低下
する。よって、Ｃｕ含有量は０．０４〜０．１０％の範
囲とする。
【００１９】遷移元素Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎ： Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎは鋳造後の均質化熱処理時にＡｌと金
属間化合物（dispersoids）ＺｒＡｌ３、Ｃｒ２Ｍｇ３
Ａｌ１８、ＭｎＡｌ６を生成することにより、超塑性材
に必要な２０μｍ以下の微細な結晶粒を付与し、また、
材料が約５００℃位の高温での超塑性変形中に結晶粒が
粗大化して、超塑性変形能が低下するのをこれらの金属
間化合物がその粗大化を阻止し、所望の超塑性変形を維
持させる重要な効果を有している。しかし、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｍｎが各々０．１０％、０．０５％、０．１０％よ
り少ないと上記の効果が十分に得られず、また各々０．
２５％、０．１５％、０．２０％を超えると粗大な金属
間化合物が生成し、超塑性変形態を大きく低下させる。
よって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．２５％、Ｚｒ含有
量は０．０５〜０．１５％、Ｍｎ含有量は０．１０〜
０．２０％の範囲とする。
属間化合物（dispersoids）ＺｒＡｌ３、Ｃｒ２Ｍｇ３
Ａｌ１８、ＭｎＡｌ６を生成することにより、超塑性材
に必要な２０μｍ以下の微細な結晶粒を付与し、また、
材料が約５００℃位の高温での超塑性変形中に結晶粒が
粗大化して、超塑性変形能が低下するのをこれらの金属
間化合物がその粗大化を阻止し、所望の超塑性変形を維
持させる重要な効果を有している。しかし、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｍｎが各々０．１０％、０．０５％、０．１０％よ
り少ないと上記の効果が十分に得られず、また各々０．
２５％、０．１５％、０．２０％を超えると粗大な金属
間化合物が生成し、超塑性変形態を大きく低下させる。
よって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．２５％、Ｚｒ含有
量は０．０５〜０．１５％、Ｍｎ含有量は０．１０〜
０．２０％の範囲とする。
【００２０】不純物Ｓｉ、Ｆｅ： Ｓｉ、Ｆｅは元来不純物としてＡｌ地金に含有されるも
のであるが、Ｓｉ量が０．１０％、Ｆｅ量が０．１５％
を各々超えて含有すると、Ｍｇ２ＳｉやＣｕ２ＦｅＡｌ
７が鋳造時に晶出し（晶出物の生成）、超塑性変形中に
ボイドの起点となり、超塑性変形能を大きく低下させ
る。よって、不純物のうちＳｉ量は０．１０％以下、Ｆ
ｅ量は０．１５％以下に規制する。なお、Ｔｉは、鋳塊
の組織を微細化する効果があるため、０．００５〜０．
０５％の範囲で添加することができる。
のであるが、Ｓｉ量が０．１０％、Ｆｅ量が０．１５％
を各々超えて含有すると、Ｍｇ２ＳｉやＣｕ２ＦｅＡｌ
７が鋳造時に晶出し（晶出物の生成）、超塑性変形中に
ボイドの起点となり、超塑性変形能を大きく低下させ
る。よって、不純物のうちＳｉ量は０．１０％以下、Ｆ
ｅ量は０．１５％以下に規制する。なお、Ｔｉは、鋳塊
の組織を微細化する効果があるため、０．００５〜０．
０５％の範囲で添加することができる。
【００２１】次に、製造方法について説明する。上記の
化学成分を有するアルミニウム合金を鋳造して得られた
鋳塊について、内部に不均質に分布している主要元素の
均質化、及び遷移元素とＡｌとの金属間化合物、すなわ
ち“dispersoids”と呼ばれる平均直径が３００〜２０
００ÅのＣｒ２Ｍｇ３Ａｌ１８、ＺｒＡｌ３、ＭｎＡｌ
６の体積分率を０．０５〜０．１％に制御するために、
４５０〜５５０℃の温度で均質化熱処理を施す。なお、
均質化熱処理時間は特に制限されないが、例えば、４５
０℃の低温度側では８〜１２時間、高温度側の５５０℃
では４〜８時間でよい。金属間化合物の大きさは、低温
・短時間程小さく、逆に高温・長時間程大きく、且つ遷
移元素の種類によってＡｌ合金中の拡散係数や結晶構造
が異なるが、一般にはＺｒＡｌ３＜Ｃｒ２Ｍｇ３Ａｌ
１８＜ＭｎＡｌ６の順になり、ＺｒＡｌ３で約３００〜
５００Å、ＭｎＡｌ６で約１０００〜２０００Åとな
る。また、体積分率が０．０５％未満では、超塑性変形
中の微細粒維持効果が小さくなり、０．１％を超える
と、逆に応力集中源となり、超塑性変形能を損ねる。よ
って、金属間化合物の体積分率は０．０５〜０．１％の
範囲に制御する。
化学成分を有するアルミニウム合金を鋳造して得られた
鋳塊について、内部に不均質に分布している主要元素の
均質化、及び遷移元素とＡｌとの金属間化合物、すなわ
ち“dispersoids”と呼ばれる平均直径が３００〜２０
００ÅのＣｒ２Ｍｇ３Ａｌ１８、ＺｒＡｌ３、ＭｎＡｌ
６の体積分率を０．０５〜０．１％に制御するために、
４５０〜５５０℃の温度で均質化熱処理を施す。なお、
均質化熱処理時間は特に制限されないが、例えば、４５
０℃の低温度側では８〜１２時間、高温度側の５５０℃
では４〜８時間でよい。金属間化合物の大きさは、低温
・短時間程小さく、逆に高温・長時間程大きく、且つ遷
移元素の種類によってＡｌ合金中の拡散係数や結晶構造
が異なるが、一般にはＺｒＡｌ３＜Ｃｒ２Ｍｇ３Ａｌ
１８＜ＭｎＡｌ６の順になり、ＺｒＡｌ３で約３００〜
５００Å、ＭｎＡｌ６で約１０００〜２０００Åとな
る。また、体積分率が０．０５％未満では、超塑性変形
中の微細粒維持効果が小さくなり、０．１％を超える
と、逆に応力集中源となり、超塑性変形能を損ねる。よ
って、金属間化合物の体積分率は０．０５〜０．１％の
範囲に制御する。
【００２２】均質化熱処理後、５５０〜２５０℃の温度
で熱間圧延を行い、粗い鋳塊組織を展伸材組織に加工す
る。この際、上記の金属間化合物（dispersoids）が結
晶粒の粗大化を阻止し、未再結晶粒組織或いは細かい再
結晶粒組織を付与する。次いで、必要に応じて、仕上圧
延時の冷間圧延率を調整するために、中間圧延（冷間圧
延）を行い、所望の板厚に加工する。
で熱間圧延を行い、粗い鋳塊組織を展伸材組織に加工す
る。この際、上記の金属間化合物（dispersoids）が結
晶粒の粗大化を阻止し、未再結晶粒組織或いは細かい再
結晶粒組織を付与する。次いで、必要に応じて、仕上圧
延時の冷間圧延率を調整するために、中間圧延（冷間圧
延）を行い、所望の板厚に加工する。
【００２３】次いで、１２０〜２３０℃の温度で０．５
〜３０時間保持の熱処理を施す。この熱処理により、
β′−Ｍｇ２Ａｌ３やＳ′−ＣｕＭｇＡｌ２が焼鈍中に
析出し、次の冷間圧延中にこれらの析出物回りに高密度
の転位が生成され、微細結晶粒の核となる。１２０℃よ
り低い温度や２３０℃より高い温度では、これらの析出
物が生成されにくいので、熱処理温度は１２０〜２３０
℃の温度域が好ましい。また、熱処理時間は、熱処理温
度により異なり、例えば２００℃以上の温度域では０．
５時間で十分であり、１２０℃の温度域では３０時間が
必要となるので、０．５〜３０時間の範囲とする。
〜３０時間保持の熱処理を施す。この熱処理により、
β′−Ｍｇ２Ａｌ３やＳ′−ＣｕＭｇＡｌ２が焼鈍中に
析出し、次の冷間圧延中にこれらの析出物回りに高密度
の転位が生成され、微細結晶粒の核となる。１２０℃よ
り低い温度や２３０℃より高い温度では、これらの析出
物が生成されにくいので、熱処理温度は１２０〜２３０
℃の温度域が好ましい。また、熱処理時間は、熱処理温
度により異なり、例えば２００℃以上の温度域では０．
５時間で十分であり、１２０℃の温度域では３０時間が
必要となるので、０．５〜３０時間の範囲とする。
【００２４】次に、５０％以上の冷間加工率で仕上圧延
を実施する。この時、上記のように先の熱処理により生
成した析出物の回りに高密度の転位が生成されるのであ
る。しかし、５０％未満の冷間加工率では十分な転位密
度が得られず、所望の微細結晶粒が得られない。したが
って、仕上圧延時の冷間加工率は５０％以上とする。
を実施する。この時、上記のように先の熱処理により生
成した析出物の回りに高密度の転位が生成されるのであ
る。しかし、５０％未満の冷間加工率では十分な転位密
度が得られず、所望の微細結晶粒が得られない。したが
って、仕上圧延時の冷間加工率は５０％以上とする。
【００２５】最後に、５００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度
で４００〜５５０℃の温度域に加熱し、２０μｍ以下の
微細結晶粒を再結晶させる。この時の昇温速度が５００
℃／ｍｉｎ未満では再結晶の核生成頻度が減少し、所望
の微細結晶粒が得られない。また、４００℃未満の温度
域では再結晶が工業的に短時間で完了せず、５５０℃を
超える温度域ではバーニングの危険性が大きくなる。し
たがって、再結晶処理は５００℃／ｍｉｎ以上の昇温速
度で、４００〜５５０℃の温度域に加熱して実施する。
で４００〜５５０℃の温度域に加熱し、２０μｍ以下の
微細結晶粒を再結晶させる。この時の昇温速度が５００
℃／ｍｉｎ未満では再結晶の核生成頻度が減少し、所望
の微細結晶粒が得られない。また、４００℃未満の温度
域では再結晶が工業的に短時間で完了せず、５５０℃を
超える温度域ではバーニングの危険性が大きくなる。し
たがって、再結晶処理は５００℃／ｍｉｎ以上の昇温速
度で、４００〜５５０℃の温度域に加熱して実施する。
【００２６】このようにして得られた超塑性材において
は、約５００℃の温度での加工中に上記の均質化熱処理
工程で生成されたＣｒ２Ｍｇ３Ａｌ１８、ＺｒＡｌ３、
ＭｎＡｌ６等の金属間化合物（dispersoids）が高温時
の結晶粒の粗大化を抑制し、加工中に微細結晶粒組織を
維持し、所望の超塑性が得られるのである。
は、約５００℃の温度での加工中に上記の均質化熱処理
工程で生成されたＣｒ２Ｍｇ３Ａｌ１８、ＺｒＡｌ３、
ＭｎＡｌ６等の金属間化合物（dispersoids）が高温時
の結晶粒の粗大化を抑制し、加工中に微細結晶粒組織を
維持し、所望の超塑性が得られるのである。
【００２７】次に本発明の実施例を示す。
【００２８】
【実施例１】下記表２に示す化学成分を有するアルミニ
ウム合金鋳塊に４６０℃×１２時間の均質化熱処理を施
し、４５０〜３００℃の温度の熱間圧延により３．３ｍ
ｍ厚の板材にした。次に１６０℃×８時間の熱処理を施
し、仕上圧延により１．５ｍｍ厚の板材にした（冷間加
工率５５％）。最後に昇温速度５００℃／ｍｉｎで５０
０℃に加熱し、０．１時間保持の再結晶処理を施した。
ウム合金鋳塊に４６０℃×１２時間の均質化熱処理を施
し、４５０〜３００℃の温度の熱間圧延により３．３ｍ
ｍ厚の板材にした。次に１６０℃×８時間の熱処理を施
し、仕上圧延により１．５ｍｍ厚の板材にした（冷間加
工率５５％）。最後に昇温速度５００℃／ｍｉｎで５０
０℃に加熱し、０．１時間保持の再結晶処理を施した。
【表２】
【００２９】得られた材料のＬ（圧延方向）−ＳＴ（圧
延方向に直角方向）面を研磨した後、２００倍の光学顕
微鏡で撮影し、Ｌ方向（圧延方向）の結晶粒径を切断法
で求めた。また、透過電子顕微鏡観察により、試料厚さ
が２０００Åの部位で観察を行い、写真から金属間化合
物（dispersoids）の体積分率を求めた。更に、圧延方
向にＪＩＳ５号引張試験片を切り出して機械的性質を求
めた。更にまた、材料から曲げ半径１５ｍｍのＵ字曲げ
試験片を作製し、３．５％ＮａＣｌ水溶液中の通電法に
より１０００分間の試験を行い、耐応力腐食割れ性を評
価した。最後に、ゲージ部の幅８ｍｍ×長さ１５ｍｍの
超塑性試験片を作製し、５００℃に加熱後、初期変形速
度１×１０−４／ｓｅｃで超塑性変形能（伸び）を調査
した。以上の結果を表２及び表３に示す。
延方向に直角方向）面を研磨した後、２００倍の光学顕
微鏡で撮影し、Ｌ方向（圧延方向）の結晶粒径を切断法
で求めた。また、透過電子顕微鏡観察により、試料厚さ
が２０００Åの部位で観察を行い、写真から金属間化合
物（dispersoids）の体積分率を求めた。更に、圧延方
向にＪＩＳ５号引張試験片を切り出して機械的性質を求
めた。更にまた、材料から曲げ半径１５ｍｍのＵ字曲げ
試験片を作製し、３．５％ＮａＣｌ水溶液中の通電法に
より１０００分間の試験を行い、耐応力腐食割れ性を評
価した。最後に、ゲージ部の幅８ｍｍ×長さ１５ｍｍの
超塑性試験片を作製し、５００℃に加熱後、初期変形速
度１×１０−４／ｓｅｃで超塑性変形能（伸び）を調査
した。以上の結果を表２及び表３に示す。
【表３】
【００３０】表２及び表３より明らかなように、本発明
例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は金属間化合物（dispersoids）
の平均直径が３５０〜１２００Å、その体積分率が０．
０５〜０．０９％、かつ結晶粒径が１２〜１９μｍに制
御されており、３６０〜４８０％の良好な超塑性変形能
を示している。
例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は金属間化合物（dispersoids）
の平均直径が３５０〜１２００Å、その体積分率が０．
０５〜０．０９％、かつ結晶粒径が１２〜１９μｍに制
御されており、３６０〜４８０％の良好な超塑性変形能
を示している。
【００３１】本発明例Ｎｏ．１と比較例Ｎｏ．７、及び
本発明例Ｎｏ．２と比較例Ｎｏ．９の比較からわかるよ
うに、同一のＭｇ量の材料において、本発明例は、比較
例よりも強度（耐力）が２０〜３０Ｎ／ｍｍ２（約２０
％）向上しており、また、いずれも良好な耐食性を示し
ている。また、比較例Ｎｏ．６は強度及び超塑性伸びが
低く、比較例Ｎｏ．８は耐応力腐食割れが劣り、Ｎｏ．
１０は一般耐食性が劣り、比較例Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１
８は超塑性伸びがいずれも３００％未満であって、いず
れの比較例も、良好な強度、耐食性及び超塑性変形能を
合わせ持つ材料とは言えない。
本発明例Ｎｏ．２と比較例Ｎｏ．９の比較からわかるよ
うに、同一のＭｇ量の材料において、本発明例は、比較
例よりも強度（耐力）が２０〜３０Ｎ／ｍｍ２（約２０
％）向上しており、また、いずれも良好な耐食性を示し
ている。また、比較例Ｎｏ．６は強度及び超塑性伸びが
低く、比較例Ｎｏ．８は耐応力腐食割れが劣り、Ｎｏ．
１０は一般耐食性が劣り、比較例Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１
８は超塑性伸びがいずれも３００％未満であって、いず
れの比較例も、良好な強度、耐食性及び超塑性変形能を
合わせ持つ材料とは言えない。
【００３２】
【実施例２】表２に示したＮｏ．１〜Ｎｏ．３と同一の
化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊を用い、下記表
４に示す製造条件で１．５ｍｍ厚の板材を得た。次い
で、実施例１と同様の試験法で各種性能を調査した。そ
の結果を表４及び表５に示す。
化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊を用い、下記表
４に示す製造条件で１．５ｍｍ厚の板材を得た。次い
で、実施例１と同様の試験法で各種性能を調査した。そ
の結果を表４及び表５に示す。
【表４】
【表５】
【００３３】表４及び表５より明らかなように、本発明
例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は、金属間化合物（dispersoid
s）の平均直径が３５０〜４００Å、その体積分率が
０．０５〜０．０６％、かつ結晶粒径が１１〜１９μｍ
に制御されており、４２０〜４７０％の良好な超塑性変
形能を示している。また、いずれも耐力が１１３Ｎ／ｍ
ｍ２以上と高い。更にいずれも良好な耐食性を示してい
る。
例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は、金属間化合物（dispersoid
s）の平均直径が３５０〜４００Å、その体積分率が
０．０５〜０．０６％、かつ結晶粒径が１１〜１９μｍ
に制御されており、４２０〜４７０％の良好な超塑性変
形能を示している。また、いずれも耐力が１１３Ｎ／ｍ
ｍ２以上と高い。更にいずれも良好な耐食性を示してい
る。
【００３４】一方、比較例Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１５は、い
ずれも、超塑性伸びが２５０％未満であり、その耐力も
本発明例より低く、良好な強度及び超塑性変形能を合わ
せ持つ材料とは言えない。
ずれも、超塑性伸びが２５０％未満であり、その耐力も
本発明例より低く、良好な強度及び超塑性変形能を合わ
せ持つ材料とは言えない。
【００３５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム
合金板を提供することができる。
強度と耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム
合金板を提供することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６３０Ｋ ６４０ ６４０Ａ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ｃ ６８５ ６８５Ｚ ６９１ ６９１Ａ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９４ ６９４Ａ ６９４Ｂ
Claims (3)
- 【請求項１】 重量で（以下、同じ）、Ｍｇ：２〜５％
及びＣｕ：０．０４〜０．１０％を含有し、遷移元素の
Ｃｒ：０．１０〜０．２５％、Ｚｒ：０．０５〜０．１
５％及びＭｎ：０．１０〜０．２０％からなる群より選
んだ少なくとも１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不純
物で、かつ、不純物のうちＳｉ：０．１０％以下、Ｆ
ｅ：０．１５％以下に規制したアルミニウム合金におい
て、結晶粒径を２０μｍ以下に制御し、かつ遷移元素系
金属間化合物の平均直径を３００〜２０００Å、その体
積分率を０．０５〜０．１％に制御してなることを特徴
とする強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アル
ミニウム合金板。 - 【請求項２】 さらにＴｉ：０．００５〜０．０５％を
含有することを特徴とする請求項１に記載された強度か
つ耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金
板。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の化学成分を有す
るアルミニウム合金鋳塊に４５０〜５５０℃で均質化熱
処理を施し、２５０〜５５０℃の温度で熱間圧延し、必
要に応じて中間圧延を施した後、１２０〜２３０℃の温
度で０．５〜３０時間保持する熱処理を施し、５０％以
上の冷間加工率で仕上圧延を行った後、５００℃／ｍｉ
ｎ以上の昇温速度で４００〜５５０℃の温度に加熱して
再結晶処理することにより、結晶粒径を２０μｍ以下に
制御し、かつ遷移元素系金属間化合物の平均直径を３０
０〜２０００Å、その体積分率を０．０５〜０．１％に
制御することを特徴とする強度かつ耐食性に優れるＡｌ
−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11237891A JP2831157B2 (ja) | 1991-04-17 | 1991-04-17 | 強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11237891A JP2831157B2 (ja) | 1991-04-17 | 1991-04-17 | 強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04318145A JPH04318145A (ja) | 1992-11-09 |
| JP2831157B2 true JP2831157B2 (ja) | 1998-12-02 |
Family
ID=14585183
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11237891A Expired - Fee Related JP2831157B2 (ja) | 1991-04-17 | 1991-04-17 | 強度かつ耐食性に優れるＡｌ−Ｍｇ系超塑性アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2831157B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007080938A1 (ja) | 2006-01-12 | 2007-07-19 | Furukawa-Sky Aluminum Corp. | 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法 |
| CN100469927C (zh) * | 2004-07-30 | 2009-03-18 | 日本轻金属株式会社 | 铝合金薄板及其制造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3905143B2 (ja) * | 1995-05-31 | 2007-04-18 | 株式会社神戸製鋼所 | プレス成形性が優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
| JP5059353B2 (ja) * | 2006-07-24 | 2012-10-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金板 |
| CN102796924B (zh) * | 2012-09-11 | 2014-08-27 | 东北轻合金有限责任公司 | 一种180铝合金型材的制造方法 |
| CN108913966A (zh) * | 2018-04-02 | 2018-11-30 | 西安融达铝合金线材有限公司 | 一种铝合金材料 |
-
1991
- 1991-04-17 JP JP11237891A patent/JP2831157B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100469927C (zh) * | 2004-07-30 | 2009-03-18 | 日本轻金属株式会社 | 铝合金薄板及其制造方法 |
| WO2007080938A1 (ja) | 2006-01-12 | 2007-07-19 | Furukawa-Sky Aluminum Corp. | 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法 |
| US8500926B2 (en) | 2006-01-12 | 2013-08-06 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | Aluminum alloy material for high-temperature/high-speed molding, method of producing the same, and method of producing a molded article of an aluminum alloy |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04318145A (ja) | 1992-11-09 |
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