JP2844411B2 - 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 - Google Patents
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Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、超塑性成形用アルミ
ニウム合金板、すなわち３５０〜５６０℃の温度域で成
形加工（超塑性成形）を施して用いられる用途のアルミ
ニウム合金板およびその製造方法に関するものである。
ニウム合金板、すなわち３５０〜５６０℃の温度域で成
形加工（超塑性成形）を施して用いられる用途のアルミ
ニウム合金板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、高温において適切な歪速度で引張
りを与えた場合に局部的変形（ネック）の発生を招くこ
となく著しく大きな伸びを示す超塑性材料が種々開発さ
れるようになっている。アルミニウム合金材料について
も、３５０℃以上の高温で１５０％以上の伸びを示す超
塑性材料が種々研究されている。
りを与えた場合に局部的変形（ネック）の発生を招くこ
となく著しく大きな伸びを示す超塑性材料が種々開発さ
れるようになっている。アルミニウム合金材料について
も、３５０℃以上の高温で１５０％以上の伸びを示す超
塑性材料が種々研究されている。
【０００３】従来のアルミニウム系超塑性材料として
は、Ａｌ−７８％Ｚｎ合金、Ａｌ−３３％Ｃｕ合金、Ａ
ｌ−６％Ｃｕ−０．４％Ｚｒ合金（“ＳＵＰＲＡＬ
Ｌ”）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（ＡＡ規格の７４
７５合金、７０７５合金等）、Ａｌ−２．５〜６．０％
Ｍｇ−０．０５〜０．６％Ｚｒ合金等が知られている。
このような超塑性材料を用いれば、複雑な形状への成形
加工を容易に行なうことが可能となる。
は、Ａｌ−７８％Ｚｎ合金、Ａｌ−３３％Ｃｕ合金、Ａ
ｌ−６％Ｃｕ−０．４％Ｚｒ合金（“ＳＵＰＲＡＬ
Ｌ”）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金（ＡＡ規格の７４
７５合金、７０７５合金等）、Ａｌ−２．５〜６．０％
Ｍｇ−０．０５〜０．６％Ｚｒ合金等が知られている。
このような超塑性材料を用いれば、複雑な形状への成形
加工を容易に行なうことが可能となる。
【０００４】なおＡｌ−Ｍｇ系合金、すなわちＪＩＳ
５０００番系の合金に関しては、上述のようなＡｌ−
２．５〜６．０％Ｍｇ−０．０５〜０．６％Ｚｒ合金の
みならず、それ以外の合金についても、成分組成を適切
に調整するとともに制御プロセスを適切に制御して、超
塑性成形時の再結晶粒径が著しく微細となるように調整
することによって、いわゆる静的再結晶タイプの超塑性
成形材料として用い得ることが本発明者等によって確認
されており、これらについては特願平５−４７４３１号
等において本発明者等が既に特許出願している。
５０００番系の合金に関しては、上述のようなＡｌ−
２．５〜６．０％Ｍｇ−０．０５〜０．６％Ｚｒ合金の
みならず、それ以外の合金についても、成分組成を適切
に調整するとともに制御プロセスを適切に制御して、超
塑性成形時の再結晶粒径が著しく微細となるように調整
することによって、いわゆる静的再結晶タイプの超塑性
成形材料として用い得ることが本発明者等によって確認
されており、これらについては特願平５−４７４３１号
等において本発明者等が既に特許出願している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】超塑性材料は、高温で
優れた成形性が得られるところから、種々の分野への適
用が考えられている。アルミニウム系の超塑性材料につ
いても、自動車やその他電車等の車両、そのほか各種構
造材料として、複雑な成形を要する場合に適用すること
が考えられている。このように構造用の用途で用いる場
合、超塑性成形性のみならず、強度面をも重視する必要
がある。
優れた成形性が得られるところから、種々の分野への適
用が考えられている。アルミニウム系の超塑性材料につ
いても、自動車やその他電車等の車両、そのほか各種構
造材料として、複雑な成形を要する場合に適用すること
が考えられている。このように構造用の用途で用いる場
合、超塑性成形性のみならず、強度面をも重視する必要
がある。
【０００６】しかるに従来のアルミニウム系超塑性成形
用材料では、超塑性成形による複雑な成形は可能である
が、超塑性成形のみによって複雑な形状に成形して、局
部的に著しく大きな伸びが与えられた場合には、その大
きな伸びの部分の板厚が薄くなり過ぎ、構造的に強度不
足が生じて構造材としての使用が困難となることがあ
る。
用材料では、超塑性成形による複雑な成形は可能である
が、超塑性成形のみによって複雑な形状に成形して、局
部的に著しく大きな伸びが与えられた場合には、その大
きな伸びの部分の板厚が薄くなり過ぎ、構造的に強度不
足が生じて構造材としての使用が困難となることがあ
る。
【０００７】このような問題を解決するための方策とし
ては、超塑性成形前に予め冷間でプレス成形などにより
予備的な成形すなわち予成形を施しておき、その後に超
塑性成形を施すことが考えられる。このように予め冷間
で予成形を行なっておけば、例えば予成形で概略的な形
状を形成し、その後の超塑性成形により複雑な形状部分
を形成することができ、このようにすれば超塑性成形時
における局部的な伸びもさほど大きくなくなって局部的
な薄質化を回避することができ、そのため強度面でもあ
る程度の強さを維持することが可能となる。
ては、超塑性成形前に予め冷間でプレス成形などにより
予備的な成形すなわち予成形を施しておき、その後に超
塑性成形を施すことが考えられる。このように予め冷間
で予成形を行なっておけば、例えば予成形で概略的な形
状を形成し、その後の超塑性成形により複雑な形状部分
を形成することができ、このようにすれば超塑性成形時
における局部的な伸びもさほど大きくなくなって局部的
な薄質化を回避することができ、そのため強度面でもあ
る程度の強さを維持することが可能となる。
【０００８】ところで前述のような従来の静的再結晶タ
イプのＡｌ−Ｍｇ系の超塑性成形用アルミニウム合金に
ついて、超塑性成形前に冷間で予成形する実験を行なっ
たところ、冷間予成形を行なった場合には超塑性特性が
大幅に低下してしまうか、または超塑性成形前の冷間で
の予成形が極めて困難となることが判明した。
イプのＡｌ−Ｍｇ系の超塑性成形用アルミニウム合金に
ついて、超塑性成形前に冷間で予成形する実験を行なっ
たところ、冷間予成形を行なった場合には超塑性特性が
大幅に低下してしまうか、または超塑性成形前の冷間で
の予成形が極めて困難となることが判明した。
【０００９】すなわち、静的再結晶タイプのＡｌ−Ｍｇ
系の超塑性成形用アルミニウム合金の圧延板を超塑性成
形する場合、一般には圧延後の板に対して再結晶処理を
施し、その後所定の超塑性温度域で超塑性成形を行なう
場合と、圧延のままで超塑性炉に入れ、超塑性成形温度
までの昇温中に再結晶を完了させる場合との２通りに大
別される。これらのうち、前者の場合に超塑性成形前に
冷間で予成形を行なうとすれば、再結晶組織を有する軟
質な板に対して予成形が行なわれるため、冷間予成形自
体は容易であるが、予成形で冷間歪が導入されるため、
部分的に超塑性温度で結晶粒の粗大化が発生してしまっ
て、超塑性特性が大幅に低下してしまう。一方後者の場
合には、再結晶前の圧延のままの板に対して冷間予成形
を行なうことになるため、板の伸びが少なく、冷間予成
形がほとんど困難となってしまう。
系の超塑性成形用アルミニウム合金の圧延板を超塑性成
形する場合、一般には圧延後の板に対して再結晶処理を
施し、その後所定の超塑性温度域で超塑性成形を行なう
場合と、圧延のままで超塑性炉に入れ、超塑性成形温度
までの昇温中に再結晶を完了させる場合との２通りに大
別される。これらのうち、前者の場合に超塑性成形前に
冷間で予成形を行なうとすれば、再結晶組織を有する軟
質な板に対して予成形が行なわれるため、冷間予成形自
体は容易であるが、予成形で冷間歪が導入されるため、
部分的に超塑性温度で結晶粒の粗大化が発生してしまっ
て、超塑性特性が大幅に低下してしまう。一方後者の場
合には、再結晶前の圧延のままの板に対して冷間予成形
を行なうことになるため、板の伸びが少なく、冷間予成
形がほとんど困難となってしまう。
【００１０】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、超塑性特性を損なうことなく、冷間での予成
形を実際的に可能としたＡｌ−Ｍｇ系の超塑性成形用ア
ルミニウム合金板を提供することを目的とするものであ
る。
たもので、超塑性特性を損なうことなく、冷間での予成
形を実際的に可能としたＡｌ−Ｍｇ系の超塑性成形用ア
ルミニウム合金板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】前述のような課題を解決
するため、本発明者等がＡｌ−Ｍｇ系超塑性成形用アル
ミニウム合金について鋭意実験・検討を重ねた結果、成
分組成を適切に調整すると同時に、製造条件を適切に設
定、調整することによって、結晶組織が未再結晶組織で
あってしかも常温で伸び率が１０％以上の板とすること
によって、前述の課題を解決し得ることを見出し、この
発明をなすに至った。
するため、本発明者等がＡｌ−Ｍｇ系超塑性成形用アル
ミニウム合金について鋭意実験・検討を重ねた結果、成
分組成を適切に調整すると同時に、製造条件を適切に設
定、調整することによって、結晶組織が未再結晶組織で
あってしかも常温で伸び率が１０％以上の板とすること
によって、前述の課題を解決し得ることを見出し、この
発明をなすに至った。
【００１２】具体的には、請求項１の発明の超塑性成形
用アルミニウム合金板は、Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂｅ
０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３〜
２．５％、Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜０．５
％、Ｖ０．１〜０．５％のうちの１種または２種以上を
含有し、しかもＦｅ量が０．２％未満に規制され、残部
がＡｌおよび不可避的不純物からなり、さらに結晶組織
が未再結晶組織からなり、しかも常温伸びが１０％以上
であることを特徴とするものである。
用アルミニウム合金板は、Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂｅ
０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３〜
２．５％、Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜０．５
％、Ｖ０．１〜０．５％のうちの１種または２種以上を
含有し、しかもＦｅ量が０．２％未満に規制され、残部
がＡｌおよび不可避的不純物からなり、さらに結晶組織
が未再結晶組織からなり、しかも常温伸びが１０％以上
であることを特徴とするものである。
【００１３】一方請求項２の発明の超塑性成形用アルミ
ニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂ
ｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３
〜２．５％、Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜０．
５％、Ｖ０．１〜０．５％のうちの１種または２種以上
を含有し、しかもＦｅ量が０．２％未満に規制され、残
部がＡｌおよび不可避的不純物からなる合金を鋳造し、
最終板厚まで圧延するにあたって、最終の冷間圧延率を
５０％以上とし、さらに最終板厚の圧延板に対し、昇温
速度１０℃／min 以下で１５０〜２８０℃の範囲内に加
熱して０．５〜１２時間保持して１０℃／min 以下の冷
却速度で冷却する最終焼鈍を施し、これによって結晶組
織が未再結晶組織からなりかつ常温伸びが１０％以上の
超塑性成形用アルミニウム合金板を得ることを特徴とす
るものである。
ニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂ
ｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３
〜２．５％、Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜０．
５％、Ｖ０．１〜０．５％のうちの１種または２種以上
を含有し、しかもＦｅ量が０．２％未満に規制され、残
部がＡｌおよび不可避的不純物からなる合金を鋳造し、
最終板厚まで圧延するにあたって、最終の冷間圧延率を
５０％以上とし、さらに最終板厚の圧延板に対し、昇温
速度１０℃／min 以下で１５０〜２８０℃の範囲内に加
熱して０．５〜１２時間保持して１０℃／min 以下の冷
却速度で冷却する最終焼鈍を施し、これによって結晶組
織が未再結晶組織からなりかつ常温伸びが１０％以上の
超塑性成形用アルミニウム合金板を得ることを特徴とす
るものである。
【００１４】さらに請求項３の発明の超塑性成形用アル
ミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜８．０％、
Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．
３〜２．５％、Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜
０．５％、Ｖ０．１〜０．５％のうちの１種または２種
以上を含有し、しかもＦｅ量が０．２％未満に規制さ
れ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる合金を鋳
造し、最終板厚まで圧延するにあたって、最終の冷間圧
延率を５０％以上とし、さらに最終板厚の圧延板に対
し、１℃／sec 以上の昇温速度で２５０〜４００℃の温
度に加熱して、保持なしもしくは５分以下の保持を行な
い、１℃／sec 以上の冷却速度で冷却する最終焼鈍を施
し、これによって結晶組織が未再結晶組織からなりかつ
常温伸びが１０％以上の超塑性成形用アルミニウム合金
板を得ることを特徴とするものである。
ミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ２．０〜８．０％、
Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．
３〜２．５％、Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜
０．５％、Ｖ０．１〜０．５％のうちの１種または２種
以上を含有し、しかもＦｅ量が０．２％未満に規制さ
れ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる合金を鋳
造し、最終板厚まで圧延するにあたって、最終の冷間圧
延率を５０％以上とし、さらに最終板厚の圧延板に対
し、１℃／sec 以上の昇温速度で２５０〜４００℃の温
度に加熱して、保持なしもしくは５分以下の保持を行な
い、１℃／sec 以上の冷却速度で冷却する最終焼鈍を施
し、これによって結晶組織が未再結晶組織からなりかつ
常温伸びが１０％以上の超塑性成形用アルミニウム合金
板を得ることを特徴とするものである。
【００１５】
【作用】先ずこの発明における超塑性成形用アルミニウ
ム合金板の成分限定理由について述べる。
ム合金板の成分限定理由について述べる。
【００１６】Ｍｇ：Ｍｇは、 ａ：冷間予成形後の超塑性成形のために昇温中における
再結晶過程で生じる再結晶粒を微細化して、超塑性成形
性を向上させる、 ｂ：材料の耐食性および溶接性を阻害することなく、強
度と超塑性成形性を向上させる、等の作用を有する。こ
こで、Ｍｇ量が２．０％未満では超塑性成形性が不充分
となり、８．０％を越えれば、熱間圧延性、冷間圧延性
が悪くなって、製造が困難となり、また冷間予成形性も
悪くなる。したがってＭｇ量は２．０〜８．０％の範囲
内とした。
再結晶過程で生じる再結晶粒を微細化して、超塑性成形
性を向上させる、 ｂ：材料の耐食性および溶接性を阻害することなく、強
度と超塑性成形性を向上させる、等の作用を有する。こ
こで、Ｍｇ量が２．０％未満では超塑性成形性が不充分
となり、８．０％を越えれば、熱間圧延性、冷間圧延性
が悪くなって、製造が困難となり、また冷間予成形性も
悪くなる。したがってＭｇ量は２．０〜８．０％の範囲
内とした。
【００１７】Ｂｅ：Ｂｅは一般に溶湯中のＭｇの酸化防
止のために添加される場合があるが、この発明の場合は
特にＢｅが溶湯表面に緻密な酸化皮膜を形成することか
ら、水素の混入を防止して、圧延板のキャビテーション
発生の防止にも役立っていることが判明した。ここで、
キャビテーションは超塑性伸びの低下の原因となるとと
もに、超塑性成形後の製品の機械的性質、耐食性を劣化
させる原因となる。またＢｅは、圧延板表面のＭｇの酸
化を抑制し、表面を安定化する。すなわち超塑性成形
は、３５０〜５６０℃と高温で行われるため、この発明
の合金のようにＭｇ量が多い場合、超塑性成形時におけ
る表面の酸化が激しくなって、表面が黒変しやすいが、
Ｂｅの添加により超塑性成形時の板表面の酸化が抑制さ
れて、製品表面が安定化する。Ｂｅ量が０．０００１％
（１ppm ）未満では上記の効果が発現せず、０．０１％
（１００ppm ）を越えると効果が飽和するばかりでな
く、毒性や経済性の点で問題を生じるから、Ｂｅ量は
０．０００１〜０．０１％の範囲内とした。
止のために添加される場合があるが、この発明の場合は
特にＢｅが溶湯表面に緻密な酸化皮膜を形成することか
ら、水素の混入を防止して、圧延板のキャビテーション
発生の防止にも役立っていることが判明した。ここで、
キャビテーションは超塑性伸びの低下の原因となるとと
もに、超塑性成形後の製品の機械的性質、耐食性を劣化
させる原因となる。またＢｅは、圧延板表面のＭｇの酸
化を抑制し、表面を安定化する。すなわち超塑性成形
は、３５０〜５６０℃と高温で行われるため、この発明
の合金のようにＭｇ量が多い場合、超塑性成形時におけ
る表面の酸化が激しくなって、表面が黒変しやすいが、
Ｂｅの添加により超塑性成形時の板表面の酸化が抑制さ
れて、製品表面が安定化する。Ｂｅ量が０．０００１％
（１ppm ）未満では上記の効果が発現せず、０．０１％
（１００ppm ）を越えると効果が飽和するばかりでな
く、毒性や経済性の点で問題を生じるから、Ｂｅ量は
０．０００１〜０．０１％の範囲内とした。
【００１８】Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒ：これらの元素はい
ずれも超塑性成形のための昇温過程で生じる再結晶粒を
微細化し、かつ超塑性成形時に結晶粒の異常粗大化を防
ぐ効果があるから、これらのうちから選ばれた１種また
は２種以上を添加する。Ｍｎが０．３％未満、またＣ
ｒ，Ｚｒ，Ｖが０．１％未満では上記の効果が充分に得
られず、一方Ｍｎが２．５％、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖがそれぞ
れ０．５％を越えれば粗大金属間化合物が生成して超塑
性成形が困難となるから、Ｍｎは０．３〜２．５％、Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖはそれぞれ０．１〜０．５％の範囲内とし
た。
ずれも超塑性成形のための昇温過程で生じる再結晶粒を
微細化し、かつ超塑性成形時に結晶粒の異常粗大化を防
ぐ効果があるから、これらのうちから選ばれた１種また
は２種以上を添加する。Ｍｎが０．３％未満、またＣ
ｒ，Ｚｒ，Ｖが０．１％未満では上記の効果が充分に得
られず、一方Ｍｎが２．５％、Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖがそれぞ
れ０．５％を越えれば粗大金属間化合物が生成して超塑
性成形が困難となるから、Ｍｎは０．３〜２．５％、Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｖはそれぞれ０．１〜０．５％の範囲内とし
た。
【００１９】さらに、一般のＡｌ合金では不純物として
Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎ等が含有されるが、これらのう
ち特にＦｅは、この発明の合金において重大な影響を及
ぼすから、次のように規制する必要がある。
Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎ等が含有されるが、これらのう
ち特にＦｅは、この発明の合金において重大な影響を及
ぼすから、次のように規制する必要がある。
【００２０】Ｆｅ：Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−
Ｍｎ（−Ｓｉ）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ等の金属間化合物を
晶出させ、これらは超塑性成形時にキャビテーションの
原因となって、超塑性伸びの低下の原因となり、またキ
ャビテーションが存在すれば、前述のように製品の機械
的性質、疲労特性や耐食性を劣化させる。したがってＦ
ｅは少ないほど好ましい。またＦｅはＭｎの析出にも若
干影響を与え、Ｆｅ量が多ければ粗大な金属間化合物の
晶出を促進する。これらのＦｅによる悪影響を回避する
ためには、０．２％未満にＦｅ量を規制する必要があ
る。
Ｍｎ（−Ｓｉ）、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ等の金属間化合物を
晶出させ、これらは超塑性成形時にキャビテーションの
原因となって、超塑性伸びの低下の原因となり、またキ
ャビテーションが存在すれば、前述のように製品の機械
的性質、疲労特性や耐食性を劣化させる。したがってＦ
ｅは少ないほど好ましい。またＦｅはＭｎの析出にも若
干影響を与え、Ｆｅ量が多ければ粗大な金属間化合物の
晶出を促進する。これらのＦｅによる悪影響を回避する
ためには、０．２％未満にＦｅ量を規制する必要があ
る。
【００２１】以上の各元素の残部は、基本的にはＡｌ
と、前記のＦｅ以外の不純物とすれば良いが、不純物と
してのＳｉの量が多ければ、粗大なαＡｌ−Ｍｎ（Ｆ
ｅ）−Ｓｉ相やＭｇ2 Ｓｉ相等の金属間化合物が晶出し
やすくなり、キャビテーションが多くなって超塑性特性
に対して悪影響を与えるから、Ｓｉは不純物として０．
５％未満に規制することが好ましい。またＣｕが多けれ
ば熱間圧延が困難となるから、Ｃｕは０．３％未満に規
制することが好ましい。そのほか、不純物としてのＺｎ
は、０．５％以下であれば特にこの発明のアルミニウム
合金板の特性を損なうことはなく、したがってＺｎは
０．５％程度以下は許容される。
と、前記のＦｅ以外の不純物とすれば良いが、不純物と
してのＳｉの量が多ければ、粗大なαＡｌ−Ｍｎ（Ｆ
ｅ）−Ｓｉ相やＭｇ2 Ｓｉ相等の金属間化合物が晶出し
やすくなり、キャビテーションが多くなって超塑性特性
に対して悪影響を与えるから、Ｓｉは不純物として０．
５％未満に規制することが好ましい。またＣｕが多けれ
ば熱間圧延が困難となるから、Ｃｕは０．３％未満に規
制することが好ましい。そのほか、不純物としてのＺｎ
は、０．５％以下であれば特にこの発明のアルミニウム
合金板の特性を損なうことはなく、したがってＺｎは
０．５％程度以下は許容される。
【００２２】さらにこの発明の超塑性成形用アルミニウ
ム合金板の製造にあたっては、鋳造前もしくは鋳造中
に、鋳塊組織微細化のためにＴｉを単独であるいはＴｉ
をＢもしくはＣと組合せて添加するのが通常である。こ
の場合、Ｔｉ量が０．１５％を越えればＴｉＡｌ3 の粗
大初晶粒子が晶出して超塑性成形性に悪影響を与えるか
ら、Ｔｉ量は０．１５％以下の範囲内とすることが好ま
しい。またＢおよびＣはいずれもＴｉと共存して添加さ
れて、結晶粒の微細化と均一化を一層促進するが、Ｂ量
が０．０５％を越えればＴｉＢ2 粒子が生じ、またＣ量
が０．０５％を越えればグラファイトが生じ、いずれの
場合も超塑性成形性に悪影響を与える。したがっＴｉと
併せて添加するＢ，Ｃはいずれも０．０５％以下の範囲
内とすることが好ましい。
ム合金板の製造にあたっては、鋳造前もしくは鋳造中
に、鋳塊組織微細化のためにＴｉを単独であるいはＴｉ
をＢもしくはＣと組合せて添加するのが通常である。こ
の場合、Ｔｉ量が０．１５％を越えればＴｉＡｌ3 の粗
大初晶粒子が晶出して超塑性成形性に悪影響を与えるか
ら、Ｔｉ量は０．１５％以下の範囲内とすることが好ま
しい。またＢおよびＣはいずれもＴｉと共存して添加さ
れて、結晶粒の微細化と均一化を一層促進するが、Ｂ量
が０．０５％を越えればＴｉＢ2 粒子が生じ、またＣ量
が０．０５％を越えればグラファイトが生じ、いずれの
場合も超塑性成形性に悪影響を与える。したがっＴｉと
併せて添加するＢ，Ｃはいずれも０．０５％以下の範囲
内とすることが好ましい。
【００２３】この発明の超塑性成形用アルミニウム合金
板は、化学的成分組成としては以上の条件を満たしてい
れば良いが、超塑性成形前の冷間予成形を可能ならしめ
るためには、合金の成分組成のみならず、金属組織とし
て、未再結晶組織となっていることが重要である。
板は、化学的成分組成としては以上の条件を満たしてい
れば良いが、超塑性成形前の冷間予成形を可能ならしめ
るためには、合金の成分組成のみならず、金属組織とし
て、未再結晶組織となっていることが重要である。
【００２４】再結晶組織となっている板の場合、冷間予
成形を施せば、種々のレベルの冷間歪が導入され、これ
を３５０〜５６０℃の超塑性成形温度に加熱すれば、結
晶粒の粗大化が生じてしまい、超塑性成形特性が低下す
るとともに、製品の性能も不充分となる。これに対し未
再結晶組織であれば、冷間予成形を施しても超塑性成形
温度での結晶粒の粗大化は生じず、超塑性成形までの昇
温過程で生じた微細な再結晶粒が超塑性成形に寄与し、
良好な超塑性成形性が得られる。
成形を施せば、種々のレベルの冷間歪が導入され、これ
を３５０〜５６０℃の超塑性成形温度に加熱すれば、結
晶粒の粗大化が生じてしまい、超塑性成形特性が低下す
るとともに、製品の性能も不充分となる。これに対し未
再結晶組織であれば、冷間予成形を施しても超塑性成形
温度での結晶粒の粗大化は生じず、超塑性成形までの昇
温過程で生じた微細な再結晶粒が超塑性成形に寄与し、
良好な超塑性成形性が得られる。
【００２５】またこの発明の超塑性成形用アルミニウム
合金板は、１０％以上の常温伸びを有することが必要で
ある。すなわち、冷間予成形を施すためには、冷間での
成形性が良好であることが必要であるが、この発明で対
象としているＡｌ−Ｍｇ系合金は一般に冷間加工状態で
は極めて脆く、伸びもわずかであって、冷間予成形に耐
えられず、破断してしまうことがある。冷間予成形を容
易に実施可能とするためには伸びが大きいほど良いが、
少なくとも１０％以上の伸びがなければ冷間予成形が可
能とは言えない。したがってこの発明では冷間予成形を
可能とするため、常温での伸びを１０％以上と規定し
た。
合金板は、１０％以上の常温伸びを有することが必要で
ある。すなわち、冷間予成形を施すためには、冷間での
成形性が良好であることが必要であるが、この発明で対
象としているＡｌ−Ｍｇ系合金は一般に冷間加工状態で
は極めて脆く、伸びもわずかであって、冷間予成形に耐
えられず、破断してしまうことがある。冷間予成形を容
易に実施可能とするためには伸びが大きいほど良いが、
少なくとも１０％以上の伸びがなければ冷間予成形が可
能とは言えない。したがってこの発明では冷間予成形を
可能とするため、常温での伸びを１０％以上と規定し
た。
【００２６】次にこの発明の超塑性成形用アルミニウム
合金板の製造方法、すなわち請求項２、請求項３の発明
の方法について説明する。
合金板の製造方法、すなわち請求項２、請求項３の発明
の方法について説明する。
【００２７】先ず前述のような成分組成の合金溶湯を溶
製し、これを鋳造する。その鋳造法としては半連続鋳造
法（ＤＣ鋳造法）が一般的であるが、薄板連続鋳造法
（例えばロールキャスト法）を用いることも可能であ
る。なお鋳造前もしくは鋳造中には、鋳塊組織微細化剤
として前述のようなＴｉを単独でもしくはＢもしくはＣ
とともに溶湯に添加しても良い。
製し、これを鋳造する。その鋳造法としては半連続鋳造
法（ＤＣ鋳造法）が一般的であるが、薄板連続鋳造法
（例えばロールキャスト法）を用いることも可能であ
る。なお鋳造前もしくは鋳造中には、鋳塊組織微細化剤
として前述のようなＴｉを単独でもしくはＢもしくはＣ
とともに溶湯に添加しても良い。
【００２８】ＤＣ鋳造法によって得られた鋳塊には、必
要に応じて面削を施してから、鋳塊加熱（均質化処理）
を通常は４００〜５６０℃×０．５〜２４時間保持で行
なう。この鋳塊加熱は、均質化と熱間圧延前予備加熱と
を兼ねて１段で行なっても、あるいはこれらを区別して
２段で行なっても良い。鋳塊加熱後、常法に従って熱間
圧延を行ない、さらに冷間圧延を施して所要の最終板厚
とする。この場合、熱間圧延と冷間圧延との間、もしく
は冷間圧延の中途において１回または２回以上の中間焼
鈍を施しても良い。中間焼鈍の条件は特に限定しない
が、バッチ式の中間焼鈍の場合には、２５０〜４５０℃
×０．５〜１２時間とし、連続焼鈍を適用する場合は４
００〜５５０℃×０〜３０秒とすることが好ましい。
要に応じて面削を施してから、鋳塊加熱（均質化処理）
を通常は４００〜５６０℃×０．５〜２４時間保持で行
なう。この鋳塊加熱は、均質化と熱間圧延前予備加熱と
を兼ねて１段で行なっても、あるいはこれらを区別して
２段で行なっても良い。鋳塊加熱後、常法に従って熱間
圧延を行ない、さらに冷間圧延を施して所要の最終板厚
とする。この場合、熱間圧延と冷間圧延との間、もしく
は冷間圧延の中途において１回または２回以上の中間焼
鈍を施しても良い。中間焼鈍の条件は特に限定しない
が、バッチ式の中間焼鈍の場合には、２５０〜４５０℃
×０．５〜１２時間とし、連続焼鈍を適用する場合は４
００〜５５０℃×０〜３０秒とすることが好ましい。
【００２９】一方、薄板連続鋳造法によって得られた鋳
造板に対しては、鋳造板コイルの状態で通常は４００〜
５６０℃×０．５〜２４時間の均質化加熱を施してか
ら、熱間圧延を行なうことなく、冷間圧延のみによって
所要の最終板厚とする。この場合も冷間圧延の中途にお
いて前記同様な条件で１回または２回以上の中間焼鈍を
施しても良い。
造板に対しては、鋳造板コイルの状態で通常は４００〜
５６０℃×０．５〜２４時間の均質化加熱を施してか
ら、熱間圧延を行なうことなく、冷間圧延のみによって
所要の最終板厚とする。この場合も冷間圧延の中途にお
いて前記同様な条件で１回または２回以上の中間焼鈍を
施しても良い。
【００３０】ここで、この発明の製造方法の場合には、
最終板厚となる前の冷間圧延における圧延率（すなわち
中間焼鈍を挟まずに最終板厚まで冷間圧延する場合には
その全体の圧延率、また１回または２回以上の中間焼鈍
を挟んで最終板厚まで冷間圧延する場合には最終の中間
焼鈍後の冷間圧延率）を特に５０％以上とする必要があ
る。このような最終板厚前の冷間圧延率が５０％未満で
は、超塑性成形のための昇温過程において生じる再結晶
粒が粗大化して、充分な超塑性特性が得られなくなって
しまう。最終板厚前の冷間圧延率が５０％以上であれ
ば、再結晶粒の粗大化を招くことなく、超塑性成形時に
微細な再結晶組織により充分な超塑性特性を発揮させる
ことができる。
最終板厚となる前の冷間圧延における圧延率（すなわち
中間焼鈍を挟まずに最終板厚まで冷間圧延する場合には
その全体の圧延率、また１回または２回以上の中間焼鈍
を挟んで最終板厚まで冷間圧延する場合には最終の中間
焼鈍後の冷間圧延率）を特に５０％以上とする必要があ
る。このような最終板厚前の冷間圧延率が５０％未満で
は、超塑性成形のための昇温過程において生じる再結晶
粒が粗大化して、充分な超塑性特性が得られなくなって
しまう。最終板厚前の冷間圧延率が５０％以上であれ
ば、再結晶粒の粗大化を招くことなく、超塑性成形時に
微細な再結晶組織により充分な超塑性特性を発揮させる
ことができる。
【００３１】最終板厚となった圧延板に対しては、最終
焼鈍を施す。この最終焼鈍は、圧延板に延性を与えて常
温伸びが１０％以上となるように調整するために必要な
工程であるが、またこの最終焼鈍では、再結晶には至ら
せずに未再結晶組織のままとなるように制御する必要が
ある。この最終焼鈍はバッチ式の焼鈍炉を用いたバッチ
焼鈍、および連続焼鈍炉を用いてコイルから繰出された
板を連続的に走行させながら焼鈍する連続焼鈍のいずれ
を適用してもて良い。
焼鈍を施す。この最終焼鈍は、圧延板に延性を与えて常
温伸びが１０％以上となるように調整するために必要な
工程であるが、またこの最終焼鈍では、再結晶には至ら
せずに未再結晶組織のままとなるように制御する必要が
ある。この最終焼鈍はバッチ式の焼鈍炉を用いたバッチ
焼鈍、および連続焼鈍炉を用いてコイルから繰出された
板を連続的に走行させながら焼鈍する連続焼鈍のいずれ
を適用してもて良い。
【００３２】最終焼鈍としてバッチ焼鈍を適用する場
合、１０℃／min 以下の昇温速度で１５０〜２８０℃に
加熱して０．５〜１２時間保持した後、１０℃／min 以
下の冷却速度で冷却する。加熱温度が１５０℃未満、ま
た保持時間が０．５時間未満で充分に延性が向上せず、
冷間予成形が困難となってしまう。一方加熱温度が２８
０℃を越えれば再結晶が生じてしまい、冷間予成形自体
は可能であるが、超塑性成形時に結晶粒の粗大化が生じ
て超塑性成形特性が低下してしまう。また保持時間が１
２時間を越えれば効果が飽和し、経済性が損なわれるだ
けである。
合、１０℃／min 以下の昇温速度で１５０〜２８０℃に
加熱して０．５〜１２時間保持した後、１０℃／min 以
下の冷却速度で冷却する。加熱温度が１５０℃未満、ま
た保持時間が０．５時間未満で充分に延性が向上せず、
冷間予成形が困難となってしまう。一方加熱温度が２８
０℃を越えれば再結晶が生じてしまい、冷間予成形自体
は可能であるが、超塑性成形時に結晶粒の粗大化が生じ
て超塑性成形特性が低下してしまう。また保持時間が１
２時間を越えれば効果が飽和し、経済性が損なわれるだ
けである。
【００３３】また最終焼鈍として連続焼鈍を適用する場
合、１℃／sec 以上の昇温速度で２５０〜４００℃の範
囲内の温度に加熱し、保持なしもしくは５分以下の保持
後、１℃／sec 以上の冷却速度で冷却する。加熱温度が
２５０℃未満では充分に延性が向上せず、冷間予成形が
困難となってしまい、一方加熱温度が４００℃を越える
かまたは保持時間が５分を越えれば、再結晶が生じて超
塑性成形時に結晶粒の粗大化を招き、超塑性成形性が低
下してしまう。
合、１℃／sec 以上の昇温速度で２５０〜４００℃の範
囲内の温度に加熱し、保持なしもしくは５分以下の保持
後、１℃／sec 以上の冷却速度で冷却する。加熱温度が
２５０℃未満では充分に延性が向上せず、冷間予成形が
困難となってしまい、一方加熱温度が４００℃を越える
かまたは保持時間が５分を越えれば、再結晶が生じて超
塑性成形時に結晶粒の粗大化を招き、超塑性成形性が低
下してしまう。
【００３４】なお最終焼鈍時における結晶組織状態と延
性とのバランスは、実際には具体的な成分組成によって
も変動するから、実際に適用する最終焼鈍の条件は、前
述の範囲のうちで、未再結晶組織を維持しかつ１０％以
上の伸びが得られるような最適な条件を選定して適用す
ることが望ましい。
性とのバランスは、実際には具体的な成分組成によって
も変動するから、実際に適用する最終焼鈍の条件は、前
述の範囲のうちで、未再結晶組織を維持しかつ１０％以
上の伸びが得られるような最適な条件を選定して適用す
ることが望ましい。
【００３５】以上のようにしてこの発明で目的とする超
塑性成形用アルミニウム合金板が得られる。この超塑性
成形用アルミニウム合金板は、未再結晶組織を有しては
いるが、常温での伸びが１０％以上で延性が比較的良好
なため、超塑性成形前に冷間予成形を行なうことが可能
である。冷間予成形後の超塑性成形は通常３５０〜５６
０℃の温度域で行なわれるが、この発明の超塑性成形用
アルミニウム合金板では、その超塑性成形温度域までの
昇温過程で微細な再結晶が生じ、かつ結晶粒の粗大な成
長を招くことがなく、したがって優れた超塑性成形特性
を発揮することができる。
塑性成形用アルミニウム合金板が得られる。この超塑性
成形用アルミニウム合金板は、未再結晶組織を有しては
いるが、常温での伸びが１０％以上で延性が比較的良好
なため、超塑性成形前に冷間予成形を行なうことが可能
である。冷間予成形後の超塑性成形は通常３５０〜５６
０℃の温度域で行なわれるが、この発明の超塑性成形用
アルミニウム合金板では、その超塑性成形温度域までの
昇温過程で微細な再結晶が生じ、かつ結晶粒の粗大な成
長を招くことがなく、したがって優れた超塑性成形特性
を発揮することができる。
【００３６】
【実施例】表１の合金番号１〜８に示される各合金（但
し合金番号１〜７はこの発明で規定する成分組成範囲内
の合金、合金番号８はこの発明で規定する成分組成範囲
から外れる比較合金）を常法に従ってＤＣ鋳造法により
断面寸法４５０mm×１３００mmのスラブに鋳造した。各
鋳塊に対し片面当り１２mmの面削を施した後、５３０℃
×６時間の鋳塊加熱を行ない、その後４５０℃に加熱し
て熱間圧延を施し、板厚６mmの熱延板を得た。その６mm
厚の熱延板に対し、冷間圧延（一部のものは冷間圧延中
途で中間焼鈍実施）を行なって板厚２mmに仕上げ、さら
に一部のものを除き、バッチ焼鈍もしくは連続焼鈍によ
って種々の条件で最終焼鈍を行なった。冷間圧延および
最終焼鈍の各条件を表１の製造番号１〜１７に示す。
し合金番号１〜７はこの発明で規定する成分組成範囲内
の合金、合金番号８はこの発明で規定する成分組成範囲
から外れる比較合金）を常法に従ってＤＣ鋳造法により
断面寸法４５０mm×１３００mmのスラブに鋳造した。各
鋳塊に対し片面当り１２mmの面削を施した後、５３０℃
×６時間の鋳塊加熱を行ない、その後４５０℃に加熱し
て熱間圧延を施し、板厚６mmの熱延板を得た。その６mm
厚の熱延板に対し、冷間圧延（一部のものは冷間圧延中
途で中間焼鈍実施）を行なって板厚２mmに仕上げ、さら
に一部のものを除き、バッチ焼鈍もしくは連続焼鈍によ
って種々の条件で最終焼鈍を行なった。冷間圧延および
最終焼鈍の各条件を表１の製造番号１〜１７に示す。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】最終焼鈍後の各板について、常温でミクロ
組織を観察し、再結晶の有無を調べた。また圧延方向に
平行にＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、常温にて引張
試験を施して、常温伸びを測定した。
組織を観察し、再結晶の有無を調べた。また圧延方向に
平行にＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、常温にて引張
試験を施して、常温伸びを測定した。
【００４０】さらに各板について、冷間予成形を想定し
た１０％の冷間ストレッチ加工を施した後、５２０℃に
加熱してその温度で超塑性引張試験を行ない、超塑性伸
びを測定した。なお超塑性引張試験片は、幅４mm×平行
部長さ１５mmとし、引張の歪速度は１×１０-3／sec と
した。
た１０％の冷間ストレッチ加工を施した後、５２０℃に
加熱してその温度で超塑性引張試験を行ない、超塑性伸
びを測定した。なお超塑性引張試験片は、幅４mm×平行
部長さ１５mmとし、引張の歪速度は１×１０-3／sec と
した。
【００４１】以上の結果を表３に示す。なお表３におい
て、常温の成形性評価は、常温伸びが２０％を越える場
合に極めて良好として◎印を、１０％以上の場合に良好
として○印を、１０％未満の場合に不良として×印を付
した。、また超塑性特性評価は、超塑性伸びが１５０％
以上の場合を良好として○印を付し、１５０％未満の場
合に不良として×印を付した。さらに総合評価は、常温
での成形性評価が◎印もしくは○印で、しかも超塑性成
形特性評価が○印の場合に、総合特性良好として○印を
付し、それ以外の場合に×印を付した。
て、常温の成形性評価は、常温伸びが２０％を越える場
合に極めて良好として◎印を、１０％以上の場合に良好
として○印を、１０％未満の場合に不良として×印を付
した。、また超塑性特性評価は、超塑性伸びが１５０％
以上の場合を良好として○印を付し、１５０％未満の場
合に不良として×印を付した。さらに総合評価は、常温
での成形性評価が◎印もしくは○印で、しかも超塑性成
形特性評価が○印の場合に、総合特性良好として○印を
付し、それ以外の場合に×印を付した。
【００４２】
【表３】
【００４３】表３に示されるように、成分組成がこの発
明で規定する範囲内にあり、しかも未再結晶組織を有し
ており、かつ常温伸びが１０％以上の本発明例の超塑性
成形用アルミニウム合金板は、いずれも常温での成形性
が良好であって、超塑性成形前に冷間予成形を容易に実
施することができ、しかも超塑性成形特性も良好である
ことが明らかである。
明で規定する範囲内にあり、しかも未再結晶組織を有し
ており、かつ常温伸びが１０％以上の本発明例の超塑性
成形用アルミニウム合金板は、いずれも常温での成形性
が良好であって、超塑性成形前に冷間予成形を容易に実
施することができ、しかも超塑性成形特性も良好である
ことが明らかである。
【００４４】一方、合金の成分組成はこの発明で規定す
る範囲内にあるが、最終焼鈍を行なわなかった比較例
（製造番号２および製造番号１５）、最終焼鈍の温度が
低過ぎた比較例（製造番号１３）の場合は、いずれも常
温の伸びが１０％より少なく、常温の成形性が劣り、冷
間予成形が困難であることが明らかである。さらに合金
の成分組成はこの発明で規定する範囲内にあるが、最終
焼鈍温度が高過ぎた比較例（製造番号３）では、最終焼
鈍で再結晶が生じてしまい、超塑性成形時に結晶粒の粗
大な成長が生じて、超塑性成形時の伸びが小さく、超塑
性特性に劣っており、また最終板厚前の冷間圧延率が小
さかった比較例（製造番号４）でも、超塑性成形時に充
分な伸びが得られなかった。そしてまた、成分組成がこ
の発明で規定する範囲を外れる比較合金（合金番号８；
Ｍｎ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｖのうちの１種以上を含有せずかつ
Ｂｅを含有しない合金）を用いた場合は、製造プロセス
条件がこの発明の範囲を満たした場合（製造番号１６）
でも、充分な超塑性伸びが得られず、また最終焼鈍を行
なわなかった場合（製造番号１７）には、充分な超塑性
伸びが得られないばかりか、常温での伸びが少なく、冷
間予成形も困難となることが判明した。
る範囲内にあるが、最終焼鈍を行なわなかった比較例
（製造番号２および製造番号１５）、最終焼鈍の温度が
低過ぎた比較例（製造番号１３）の場合は、いずれも常
温の伸びが１０％より少なく、常温の成形性が劣り、冷
間予成形が困難であることが明らかである。さらに合金
の成分組成はこの発明で規定する範囲内にあるが、最終
焼鈍温度が高過ぎた比較例（製造番号３）では、最終焼
鈍で再結晶が生じてしまい、超塑性成形時に結晶粒の粗
大な成長が生じて、超塑性成形時の伸びが小さく、超塑
性特性に劣っており、また最終板厚前の冷間圧延率が小
さかった比較例（製造番号４）でも、超塑性成形時に充
分な伸びが得られなかった。そしてまた、成分組成がこ
の発明で規定する範囲を外れる比較合金（合金番号８；
Ｍｎ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｖのうちの１種以上を含有せずかつ
Ｂｅを含有しない合金）を用いた場合は、製造プロセス
条件がこの発明の範囲を満たした場合（製造番号１６）
でも、充分な超塑性伸びが得られず、また最終焼鈍を行
なわなかった場合（製造番号１７）には、充分な超塑性
伸びが得られないばかりか、常温での伸びが少なく、冷
間予成形も困難となることが判明した。
【００４５】
【発明の効果】前述の実施例からも明らかなように、こ
の発明によれば、超塑性成形特性を損なうことなく、超
塑性成形前に容易に冷間予成形を行なうことが可能な超
塑性成形用アルミニウム合金板が得られる。したがって
この発明の超塑性成形用アルミニウム合金板を用いれ
ば、超塑性成形前に冷間予成形を行なっておいてある程
度の形状を先に成形しておき、その後超塑性成形を行な
って複雑な部分の形状を成形することにより、局部的に
著しく薄くなって構造材等として強度面で問題が生じて
しまうような事態が発生することを防止でき、そのため
超塑性成形の適用分野を大幅に拡大することができる。
の発明によれば、超塑性成形特性を損なうことなく、超
塑性成形前に容易に冷間予成形を行なうことが可能な超
塑性成形用アルミニウム合金板が得られる。したがって
この発明の超塑性成形用アルミニウム合金板を用いれ
ば、超塑性成形前に冷間予成形を行なっておいてある程
度の形状を先に成形しておき、その後超塑性成形を行な
って複雑な部分の形状を成形することにより、局部的に
著しく薄くなって構造材等として強度面で問題が生じて
しまうような事態が発生することを防止でき、そのため
超塑性成形の適用分野を大幅に拡大することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ａ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９４ ６９４Ａ Ｃ２２Ｋ 3:00 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22F 1/04 - 1/057
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｍｇ２．０〜８．０％（重量％、以下同
じ）、Ｂｅ０．０００１〜０．０１％を含有し、かつＭ
ｎ０．３〜２．５％、Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．
１〜０．５％、Ｖ０．１〜０．５％のうちの１種または
２種以上を含有し、しかもＦｅ量が０．２％未満に規制
され、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、さら
に結晶組織が未再結晶組織からなり、しかも常温伸びが
１０％以上であることを特徴とする、冷間予成形可能な
超塑性成形用アルミニウム合金板。 - 【請求項２】 Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂｅ０．０００
１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３〜２．５％、
Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜０．５％、Ｖ０．
１〜０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、し
かもＦｅ量が０．２％未満に規制され、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物からなる合金を鋳造し、最終板厚まで
圧延するにあたって、最終の冷間圧延率を５０％以上と
し、さらに最終板厚の圧延板に対し、昇温速度１０℃／
min 以下で１５０〜２８０℃の範囲内に加熱して０．５
〜１２時間保持して１０℃／min 以下の冷却速度で冷却
する最終焼鈍を施し、これによって結晶組織が未再結晶
組織からなりかつ常温伸びが１０％以上の超塑性成形用
アルミニウム合金板を得ることを特徴とする、冷間予成
形可能な超塑性成形用アルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｍｇ２．０〜８．０％、Ｂｅ０．０００
１〜０．０１％を含有し、かつＭｎ０．３〜２．５％、
Ｃｒ０．１〜０．５％、Ｚｒ０．１〜０．５％、Ｖ０．
１〜０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、し
かもＦｅ量が０．２％未満に規制され、残部がＡｌおよ
び不可避的不純物からなる合金を鋳造し、最終板厚まで
圧延するにあたって、最終の冷間圧延率を５０％以上と
し、さらに最終板厚の圧延板に対し、１℃／sec 以上の
昇温速度で２５０〜４００℃の温度に加熱して、保持な
しもしくは５分以下の保持を行ない、１℃／sec 以上の
冷却速度で冷却する最終焼鈍を施し、これによって結晶
組織が未再結晶組織からなりかつ常温伸びが１０％以上
の超塑性成形用アルミニウム合金板を得ることを特徴と
する、冷間予成形可能な超塑性成形用アルミニウム合金
板の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5195196A JP2844411B2 (ja) | 1993-07-12 | 1993-07-12 | 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 |
| US08/327,904 US5540791A (en) | 1993-07-12 | 1994-10-24 | Preformable aluminum-alloy rolled sheet adapted for superplastic forming and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5195196A JP2844411B2 (ja) | 1993-07-12 | 1993-07-12 | 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 |
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