JP3145904B2 - 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 - Google Patents
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Info
- Publication number
- JP3145904B2 JP3145904B2 JP23770795A JP23770795A JP3145904B2 JP 3145904 B2 JP3145904 B2 JP 3145904B2 JP 23770795 A JP23770795 A JP 23770795A JP 23770795 A JP23770795 A JP 23770795A JP 3145904 B2 JP3145904 B2 JP 3145904B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- less
- temperature
- elongation
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高速超塑性成形に
優れたアルミニウム合金板、とくに歪速度が10-2〜100/
s の高速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に関する。
優れたアルミニウム合金板、とくに歪速度が10-2〜100/
s の高速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に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ａｌ−Ｍｇ系合金において、再結晶を抑
制して結晶粒を微細化し、例えば500〜550 ℃の高温領
域で数100 ％の伸びを生じるようにした超塑性合金が開
発され、各種用途に適用されているが、従来のＡｌ−Ｍ
ｇ系超塑性合金は、成形速度（歪速度）が10-4〜10-3/s
での成形において最適の伸びが得られるもので、このよ
うな成形速度を適用した場合、一般的な器物などの成形
では、成形に例えば30〜100 分程度の時間を要するた
め、工業規模での生産においては生産性がわるく、さら
に早い成形速度で成形加工し得る超塑性合金が求められ
ている。
制して結晶粒を微細化し、例えば500〜550 ℃の高温領
域で数100 ％の伸びを生じるようにした超塑性合金が開
発され、各種用途に適用されているが、従来のＡｌ−Ｍ
ｇ系超塑性合金は、成形速度（歪速度）が10-4〜10-3/s
での成形において最適の伸びが得られるもので、このよ
うな成形速度を適用した場合、一般的な器物などの成形
では、成形に例えば30〜100 分程度の時間を要するた
め、工業規模での生産においては生産性がわるく、さら
に早い成形速度で成形加工し得る超塑性合金が求められ
ている。
【０００３】例えば、Ｍｇ:2.0〜6.0 ％、Ｂｅ:0.0001
〜0.01％、Ｔｉ:0.001〜0.15％を含み、不純物のＦｅお
よびＳｉをいずれも0.2 ％以下の制限し、不純物に基づ
く金属間化合物の最大粒径を10μm 以下に限定したアル
ミニウム合金板が提案されている( 特開平4-72030 号公
報) が、この合金板は、400 ℃での高温変形において、
歪速度が10-3/sでは350 ％以上の伸びを示すものの、成
形速度が増加するにつれて伸びが減少し、10-2/s以上の
歪速度では十分な伸びが得られない。
〜0.01％、Ｔｉ:0.001〜0.15％を含み、不純物のＦｅお
よびＳｉをいずれも0.2 ％以下の制限し、不純物に基づ
く金属間化合物の最大粒径を10μm 以下に限定したアル
ミニウム合金板が提案されている( 特開平4-72030 号公
報) が、この合金板は、400 ℃での高温変形において、
歪速度が10-3/sでは350 ％以上の伸びを示すものの、成
形速度が増加するにつれて伸びが減少し、10-2/s以上の
歪速度では十分な伸びが得られない。
【０００４】また、Ｍｇ:2〜5 ％、Ｃｕ:0.04 〜0.10％
を含み、さらに選択成分として少量の遷移元素、Ｃｒ、
Ｚｒ、Ｍｎを含有し、不純物のＳｉを0.10％以下、Ｆｅ
を0.15％以下に制限し、結晶粒径20μm 以下、遷移元素
系の金属間化合物の粒径および体積率を特定範囲に制御
した超塑性アルミニウム合金板も提案されている( 特開
平4-318145号公報) が、この合金板も10-4/s程度の歪速
度での成形加工に適するものであり、高速超塑性成形に
は問題がある。
を含み、さらに選択成分として少量の遷移元素、Ｃｒ、
Ｚｒ、Ｍｎを含有し、不純物のＳｉを0.10％以下、Ｆｅ
を0.15％以下に制限し、結晶粒径20μm 以下、遷移元素
系の金属間化合物の粒径および体積率を特定範囲に制御
した超塑性アルミニウム合金板も提案されている( 特開
平4-318145号公報) が、この合金板も10-4/s程度の歪速
度での成形加工に適するものであり、高速超塑性成形に
は問題がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ａｌ−Ｍｇ
系の超塑性アルミニウム合金における上記従来の問題点
を解消するために、合金成分とその量的組合わせ、不純
物量と不純物に基づく金属間化合物の分布態様および結
晶粒径と、超塑性成形との関連性について多角的な実
験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その
目的は、とくに不純物としてのＦｅおよびＳｉの制限に
基づくＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の特定な分布と結晶粒
径の特定によって、高速の成形速度、例えば10 -2 〜10
0/s の歪速度での成形において、十分な伸びが得られる
ようにした高速超塑性成形に優れたアルミニウム合金板
および当該アルミニウム合金板の成形加工方法を提供す
ることにある。
系の超塑性アルミニウム合金における上記従来の問題点
を解消するために、合金成分とその量的組合わせ、不純
物量と不純物に基づく金属間化合物の分布態様および結
晶粒径と、超塑性成形との関連性について多角的な実
験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その
目的は、とくに不純物としてのＦｅおよびＳｉの制限に
基づくＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の特定な分布と結晶粒
径の特定によって、高速の成形速度、例えば10 -2 〜10
0/s の歪速度での成形において、十分な伸びが得られる
ようにした高速超塑性成形に優れたアルミニウム合金板
および当該アルミニウム合金板の成形加工方法を提供す
ることにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による高速超塑性成形に優れたアルミニウム
合金板は、Ｍｇ：３．０〜８．０％、Ｔｉ：０．００１
〜０．１％を含有し、不純物としてのＦｅを０．０６％
以下、Ｓｉを０．０６％以下に制限し、残部Ａｌおよび
不可避的不純物からなる合金よりなり、該合金のマトリ
ックス中に存在する粒径１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ
系化合物が２０００個／ｍｍ2 以下、平均結晶粒径が２
５〜２００μｍ、３５０〜５５０℃の温度域で歪速度１
０-2〜１０0 ／ｓで成形加工した場合の伸びが３８０％
以上であることを構成上の第１の特徴とする。
めの本発明による高速超塑性成形に優れたアルミニウム
合金板は、Ｍｇ：３．０〜８．０％、Ｔｉ：０．００１
〜０．１％を含有し、不純物としてのＦｅを０．０６％
以下、Ｓｉを０．０６％以下に制限し、残部Ａｌおよび
不可避的不純物からなる合金よりなり、該合金のマトリ
ックス中に存在する粒径１μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ
系化合物が２０００個／ｍｍ2 以下、平均結晶粒径が２
５〜２００μｍ、３５０〜５５０℃の温度域で歪速度１
０-2〜１０0 ／ｓで成形加工した場合の伸びが３８０％
以上であることを構成上の第１の特徴とする。
【０００７】また、Ｍｇ、Ｔｉの他にＣｕ:0.05 〜0.50
％を含有すること、およびＭｇ、Ｔｉの他にＭｎ:0.10
以下、Ｃｒ:0.10 ％以下のうちの１種または２種を含有
し、あるいはＭｇ、Ｔｉ、Ｃｕに加えてＭｎ:0.10 ％以
下、Ｃｒ:0.10 ％以下のうちの１種または２種を含有す
ることを発明構成上の第２、第３の特徴とする。
％を含有すること、およびＭｇ、Ｔｉの他にＭｎ:0.10
以下、Ｃｒ:0.10 ％以下のうちの１種または２種を含有
し、あるいはＭｇ、Ｔｉ、Ｃｕに加えてＭｎ:0.10 ％以
下、Ｃｒ:0.10 ％以下のうちの１種または２種を含有す
ることを発明構成上の第２、第３の特徴とする。
【０００８】本発明による高速超塑性成形に優れたアル
ミニウム合金板の成形方法は、請求項１〜３のいずれか
に記載のアルミニウム合金鋳塊を均質化処理した後、圧
延開始温度を２５０℃以上、４００℃未満とする熱間圧
延を行い、冷間圧延後、３５０〜５５０℃の温度で最終
焼鈍して、平均結晶粒径２５〜２００μｍのアルミニウ
ム合金板を作製し、該アルミニウム合金板を３５０〜５
５０℃の温度で歪速度１０-2〜１０0 ／ｓで成形加工し
３８０％以上の伸びを得ることを特徴とする。
ミニウム合金板の成形方法は、請求項１〜３のいずれか
に記載のアルミニウム合金鋳塊を均質化処理した後、圧
延開始温度を２５０℃以上、４００℃未満とする熱間圧
延を行い、冷間圧延後、３５０〜５５０℃の温度で最終
焼鈍して、平均結晶粒径２５〜２００μｍのアルミニウ
ム合金板を作製し、該アルミニウム合金板を３５０〜５
５０℃の温度で歪速度１０-2〜１０0 ／ｓで成形加工し
３８０％以上の伸びを得ることを特徴とする。
【０００９】本発明における含有成分の意義および限定
理由について説明すると、Ｍｇは、高温変形中に合金を
再結晶させる作用を有する。好ましい含有範囲は3.0 〜
8.0％で、3.0 ％未満では再結晶促進の効果が小さく、
8.0 ％を越えて含有すると熱間加工性が劣化する。Ｃｕ
はＡｌ−Ｍｇ系合金の超塑性伸びを向上させる元素であ
る。好ましい含有範囲は0.05〜0.50％であり、0.05％未
満ではその効果が十分でなく、0.50％を越えると熱間加
工性が低下する。
理由について説明すると、Ｍｇは、高温変形中に合金を
再結晶させる作用を有する。好ましい含有範囲は3.0 〜
8.0％で、3.0 ％未満では再結晶促進の効果が小さく、
8.0 ％を越えて含有すると熱間加工性が劣化する。Ｃｕ
はＡｌ−Ｍｇ系合金の超塑性伸びを向上させる元素であ
る。好ましい含有範囲は0.05〜0.50％であり、0.05％未
満ではその効果が十分でなく、0.50％を越えると熱間加
工性が低下する。
【００１０】Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細化し、合金の超
塑性特性の向上に役立つ。好ましい含有範囲は0.001 〜
0.1 ％であり、0.001 ％未満ではその効果が小さく、0.
1 ％を越えて含有すると、粗大な化合物が生じ加工性、
延性が害される。Ｍｎ、Ｃｒは、高温変形中の合金の再
結晶において、再結晶粒を微細にする機能を有する。好
ましい含有量はそれぞれ0.10％以下の範囲であり、0.10
％を越えると、粒径が1 μm 以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系
化合物を増加させ、合金の高速超塑性変形能を低下させ
る傾向がある。
塑性特性の向上に役立つ。好ましい含有範囲は0.001 〜
0.1 ％であり、0.001 ％未満ではその効果が小さく、0.
1 ％を越えて含有すると、粗大な化合物が生じ加工性、
延性が害される。Ｍｎ、Ｃｒは、高温変形中の合金の再
結晶において、再結晶粒を微細にする機能を有する。好
ましい含有量はそれぞれ0.10％以下の範囲であり、0.10
％を越えると、粒径が1 μm 以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系
化合物を増加させ、合金の高速超塑性変形能を低下させ
る傾向がある。
【００１１】本発明においては、不純物としてのＦｅ、
Ｓｉをそれぞれ0.06％以下に制限することが重要であ
る。不純物のＦｅ、Ｓｉは不溶性のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系
化合物を生成し、この化合物が結晶粒界に析出してキャ
ビティを増加させ、超塑性伸びを低下させる。好ましく
はＦｅ:0.05 ％以下、Ｓｉ:0.05 ％以下の制限する。ま
た、Ｂｅを通常のＡｌ−Ｍｇ系合金と同様、溶湯の酸化
を防止するために50ppm以下の範囲で添加することもで
きる。
Ｓｉをそれぞれ0.06％以下に制限することが重要であ
る。不純物のＦｅ、Ｓｉは不溶性のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系
化合物を生成し、この化合物が結晶粒界に析出してキャ
ビティを増加させ、超塑性伸びを低下させる。好ましく
はＦｅ:0.05 ％以下、Ｓｉ:0.05 ％以下の制限する。ま
た、Ｂｅを通常のＡｌ−Ｍｇ系合金と同様、溶湯の酸化
を防止するために50ppm以下の範囲で添加することもで
きる。
【００１２】本発明の合金組織について説明すると、合
金のマトリックス中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合
物は、上記の弊害をもたらすものであり、とくに粒径が
1 μm 以上の化合物は少ないほどよい。その限界は粒径
が1 μm 以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ径化合物が2000個/mm2
以下であり、2000個/mm2を越えて分布すると、結晶粒界
にキャビティが増加し超塑性伸びを低下させる。
金のマトリックス中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合
物は、上記の弊害をもたらすものであり、とくに粒径が
1 μm 以上の化合物は少ないほどよい。その限界は粒径
が1 μm 以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ径化合物が2000個/mm2
以下であり、2000個/mm2を越えて分布すると、結晶粒界
にキャビティが増加し超塑性伸びを低下させる。
【００１３】結晶粒径については、アルミニウム合金板
の初期の平均結晶粒径を25〜200 μm に制御することが
必要である。初期の平均結晶粒径が25μm 未満では、高
温変形中に再結晶した場合に元の結晶粒が現出され、上
記不溶性化合物の析出している粒界が消失し、再結晶し
た結果として生じる清浄な結晶粒からなる再結晶組織が
得難い。初期の平均結晶粒径が200 μm を越えると、変
形速度が増大するにつれて結晶粒内の剪断変形が顕著と
なって破断し易くなるため、超塑性伸びが低下し易い。
の初期の平均結晶粒径を25〜200 μm に制御することが
必要である。初期の平均結晶粒径が25μm 未満では、高
温変形中に再結晶した場合に元の結晶粒が現出され、上
記不溶性化合物の析出している粒界が消失し、再結晶し
た結果として生じる清浄な結晶粒からなる再結晶組織が
得難い。初期の平均結晶粒径が200 μm を越えると、変
形速度が増大するにつれて結晶粒内の剪断変形が顕著と
なって破断し易くなるため、超塑性伸びが低下し易い。
【００１４】本発明のアルミニウム合金板の成形加工
は、３５０〜５５０℃の温度で行うのが好ましい。３５
０℃未満では、Ａｌ−Ｍｇ系化合物、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系化合物が結晶粒界に析出し易く伸びが低下する。成形
加工温度が５５０℃を越えると結晶粒の粗大化が生じ伸
びが低下する。成形加工時の歪速度は１０ -2 〜１０ 0
／ｓの範囲が好ましく、１０ -2 ／ｓ未満の歪速度では、
変形中に結晶粒が粗大化して伸びの低下を招き、１０0
／ｓを越える歪速度では、結晶粒内に剪断変形が生じて
割れの原因となったり、結晶粒界に析出が生じ伸びを低
下させる。
は、３５０〜５５０℃の温度で行うのが好ましい。３５
０℃未満では、Ａｌ−Ｍｇ系化合物、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系化合物が結晶粒界に析出し易く伸びが低下する。成形
加工温度が５５０℃を越えると結晶粒の粗大化が生じ伸
びが低下する。成形加工時の歪速度は１０ -2 〜１０ 0
／ｓの範囲が好ましく、１０ -2 ／ｓ未満の歪速度では、
変形中に結晶粒が粗大化して伸びの低下を招き、１０0
／ｓを越える歪速度では、結晶粒内に剪断変形が生じて
割れの原因となったり、結晶粒界に析出が生じ伸びを低
下させる。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、本発明のアルミニウム合金
板の製造方法について説明する。常法に従って、上記組
成のアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られた鋳塊を
均質化処理する。均質化処理条件は450 〜550 ℃の温度
で行うのが好ましい。450 ℃未満では、鋳塊の結晶粒界
面やセル境界に偏析したＭｇ、Ｃｕが十分に再固溶され
ず熱間圧延割れの原因となる。550 ℃を越えた温度で
は、融点の低いＡｌ−Ｍｇ系あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系晶出物が共晶融解を生じ、熱間圧延時における割れ発
生の原因となる。
板の製造方法について説明する。常法に従って、上記組
成のアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られた鋳塊を
均質化処理する。均質化処理条件は450 〜550 ℃の温度
で行うのが好ましい。450 ℃未満では、鋳塊の結晶粒界
面やセル境界に偏析したＭｇ、Ｃｕが十分に再固溶され
ず熱間圧延割れの原因となる。550 ℃を越えた温度で
は、融点の低いＡｌ−Ｍｇ系あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ
系晶出物が共晶融解を生じ、熱間圧延時における割れ発
生の原因となる。
【００１６】均質化処理後、熱間圧延を行い、鋳塊組織
を展伸材組織とする。熱間圧延の開始温度は250 〜500
℃であるが、好ましくは 400℃未満とするのがよい。25
0 ℃未満で熱間圧延を開始すると、材料の変形抵抗が高
く熱間圧延が困難となる。熱間圧延温度が高くなると、
析出物の分布態様の変化により、所定の結晶粒組織およ
び析出化合物の分布が得難くなる場合がある。
を展伸材組織とする。熱間圧延の開始温度は250 〜500
℃であるが、好ましくは 400℃未満とするのがよい。25
0 ℃未満で熱間圧延を開始すると、材料の変形抵抗が高
く熱間圧延が困難となる。熱間圧延温度が高くなると、
析出物の分布態様の変化により、所定の結晶粒組織およ
び析出化合物の分布が得難くなる場合がある。
【００１７】熱間圧延に続いて冷間圧延を行う。必要に
応じて、冷間圧延中に中間焼鈍を行ってもよい。冷間圧
延材の最終焼鈍は350 〜550 ℃の温度で実施する。350
℃未満の焼鈍では、熱間圧延で形成された組織の異方性
が十分に消失しない場合があり、550 ℃を越えると再結
晶粒界に局部溶解が生じるおそれがある。最終焼鈍は、
連続焼鈍などの急速焼鈍処理によるのが好ましい。
応じて、冷間圧延中に中間焼鈍を行ってもよい。冷間圧
延材の最終焼鈍は350 〜550 ℃の温度で実施する。350
℃未満の焼鈍では、熱間圧延で形成された組織の異方性
が十分に消失しない場合があり、550 ℃を越えると再結
晶粒界に局部溶解が生じるおそれがある。最終焼鈍は、
連続焼鈍などの急速焼鈍処理によるのが好ましい。
【００１８】本発明においては、Ａｌ−Ｍｇ系合金中の
不純物であるＦｅ、Ｓｉを制限し、合金組成の組合わせ
に応じて上記の製造条件の組合わせを調整することによ
り、マトリックス中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合
物を特定の分布に制御するとともに、結晶粒径を特定の
範囲に制御し、この組織性状によって結晶粒界における
化合物を少なくして、清浄な粒界としてキャビティの生
成を抑制し、高温変形中に平均で20μm 以下の再結晶粒
が形成され、350 〜550 ℃の温度域において、歪速度10
-2〜100/s の高速成形でも、350 ％以上、好ましくは38
0 ％以上の十分な延性を得ることを可能とする。
不純物であるＦｅ、Ｓｉを制限し、合金組成の組合わせ
に応じて上記の製造条件の組合わせを調整することによ
り、マトリックス中に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合
物を特定の分布に制御するとともに、結晶粒径を特定の
範囲に制御し、この組織性状によって結晶粒界における
化合物を少なくして、清浄な粒界としてキャビティの生
成を抑制し、高温変形中に平均で20μm 以下の再結晶粒
が形成され、350 〜550 ℃の温度域において、歪速度10
-2〜100/s の高速成形でも、350 ％以上、好ましくは38
0 ％以上の十分な延性を得ることを可能とする。
【００１９】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。 実施例１、比較例１ 表１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金を溶解
し、ＤＣ鋳造法により造塊した。得られた鋳塊を530 ℃
で10時間均質化処理したのち、30mm厚さとし、390 ℃の
温度で熱間圧延を開始し、4mm 厚さまで熱間圧延した。
ついで冷間圧延を行って板厚を2mm とし、480 ℃の温度
に急速に加熱し5 分間保持する急速焼鈍処理を行った。
これらの板材を試験材として、温度480 ℃、歪速度10-2
/sで引張試験を行った。各試験材の平均結晶粒径( 板面
の平均結晶粒径) 、粒径が1 μm以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ系化合物の1mm2当たりの個数、引張試験により測定し
た伸び率を表１に示す。なお、化合物量は画像処理によ
り求めた。また表１において、本発明の条件を外れたも
のには下線を付した。
明する。 実施例１、比較例１ 表１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金を溶解
し、ＤＣ鋳造法により造塊した。得られた鋳塊を530 ℃
で10時間均質化処理したのち、30mm厚さとし、390 ℃の
温度で熱間圧延を開始し、4mm 厚さまで熱間圧延した。
ついで冷間圧延を行って板厚を2mm とし、480 ℃の温度
に急速に加熱し5 分間保持する急速焼鈍処理を行った。
これらの板材を試験材として、温度480 ℃、歪速度10-2
/sで引張試験を行った。各試験材の平均結晶粒径( 板面
の平均結晶粒径) 、粒径が1 μm以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ系化合物の1mm2当たりの個数、引張試験により測定し
た伸び率を表１に示す。なお、化合物量は画像処理によ
り求めた。また表１において、本発明の条件を外れたも
のには下線を付した。
【００２０】
【表１】
【００２１】表１に示すように、本発明に従う試験材N
o.1〜5 は、いずれも400 ％を越える優れた伸び率を示
した。一方、試験材No.6はＣｕ量が多過ぎるため、また
試験材No.7はＭｇ含有量が多過ぎるため、いずれも熱間
圧延において割れが生じ試験片が形成できなかった。試
験材No.8は、不純物のＦｅおよびＳｉが多量に含まれる
ため、大径の化合物量が多く伸び率が劣る。試験材No.9
はＭｇ量が少ないため、引張変形中に再結晶が不十分と
なり伸び率が低い。
o.1〜5 は、いずれも400 ％を越える優れた伸び率を示
した。一方、試験材No.6はＣｕ量が多過ぎるため、また
試験材No.7はＭｇ含有量が多過ぎるため、いずれも熱間
圧延において割れが生じ試験片が形成できなかった。試
験材No.8は、不純物のＦｅおよびＳｉが多量に含まれる
ため、大径の化合物量が多く伸び率が劣る。試験材No.9
はＭｇ量が少ないため、引張変形中に再結晶が不十分と
なり伸び率が低い。
【００２２】実施例２、比較例２ 表２に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金を、実
施例１と同様に溶解、鋳造し、実施例１と同一の工程、
同一の条件で処理して厚さ2mm の試験材を作製し、各試
験材について実施例１と同じ条件で引張試験を行った。
各試験材の平均結晶粒径、粒径1 μm 以上のＡｌ−Ｆｅ
−Ｓｉ系化合物の量、引張試験で測定された伸び率を表
２に示す。なお、表２において、本発明の条件を外れた
ものには下線を付した。
施例１と同様に溶解、鋳造し、実施例１と同一の工程、
同一の条件で処理して厚さ2mm の試験材を作製し、各試
験材について実施例１と同じ条件で引張試験を行った。
各試験材の平均結晶粒径、粒径1 μm 以上のＡｌ−Ｆｅ
−Ｓｉ系化合物の量、引張試験で測定された伸び率を表
２に示す。なお、表２において、本発明の条件を外れた
ものには下線を付した。
【００２３】
【表２】
【００２４】表２にみられるように、本発明に従う試験
材No.10 〜12は、いずれも380 ％を越える優れた伸び率
を示したが、試験材No.13 〜14はＭｎの含有量が多く、
試験材No.15 はＣｒ量が多いため、ともに粒径が1 μm
以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の分布が多く、高温伸
びが得られない。
材No.10 〜12は、いずれも380 ％を越える優れた伸び率
を示したが、試験材No.13 〜14はＭｎの含有量が多く、
試験材No.15 はＣｒ量が多いため、ともに粒径が1 μm
以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の分布が多く、高温伸
びが得られない。
【００２５】実施例３、比較例３ 実施例１の試験材No.5と同一の組成を有するアルミニウ
ム合金を、実施例１と同様に溶解、鋳造し、得られた鋳
塊を520 ℃で8 時間均質化処理したのち、鋳塊を30mm厚
さとして、390 ℃の温度で熱間圧延を開始し、4mm 厚さ
まで熱間圧延した。続いて冷間圧延により2mm 厚の板材
とし、480 ℃の温度に急速加熱して5 分間保持する急速
焼鈍処理を行った。作製された板材を試験材として、表
３に示すように、成形温度、歪速度を変えて引張試験を
行った。各試験材の伸び率を表３に示す。表３におい
て、本発明の条件を外れたものには下線を付した。な
お、各試験材の平均結晶粒径（板面の平均結晶粒径）は
いずれも50〜60μm の範囲、粒径が1 μm 以上のＡｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の1mm2当たりの個数はいずれも2000
個以下であった。
ム合金を、実施例１と同様に溶解、鋳造し、得られた鋳
塊を520 ℃で8 時間均質化処理したのち、鋳塊を30mm厚
さとして、390 ℃の温度で熱間圧延を開始し、4mm 厚さ
まで熱間圧延した。続いて冷間圧延により2mm 厚の板材
とし、480 ℃の温度に急速加熱して5 分間保持する急速
焼鈍処理を行った。作製された板材を試験材として、表
３に示すように、成形温度、歪速度を変えて引張試験を
行った。各試験材の伸び率を表３に示す。表３におい
て、本発明の条件を外れたものには下線を付した。な
お、各試験材の平均結晶粒径（板面の平均結晶粒径）は
いずれも50〜60μm の範囲、粒径が1 μm 以上のＡｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の1mm2当たりの個数はいずれも2000
個以下であった。
【００２６】
【表３】
【００２７】表３に示すように、本発明に従う試験材Ｎ
ｏ．１６〜１９は、いずれも３８０％以上の優れた伸び
率を示したが、試験材Ｎｏ．２１は引張試験温度が高い
ため結晶粒が粗大化し、伸び率が低下している。試験材
Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２２はは歪速度が小さいため、変形
中に結晶粒の粗大化が生じ伸び率が低下した。試験材Ｎ
ｏ．２３は歪速度が大き過ぎるため伸びの低下が生じ
た。
ｏ．１６〜１９は、いずれも３８０％以上の優れた伸び
率を示したが、試験材Ｎｏ．２１は引張試験温度が高い
ため結晶粒が粗大化し、伸び率が低下している。試験材
Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２２はは歪速度が小さいため、変形
中に結晶粒の粗大化が生じ伸び率が低下した。試験材Ｎ
ｏ．２３は歪速度が大き過ぎるため伸びの低下が生じ
た。
【００２８】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、高温に
おいて、歪速度が 10 -2〜100/s のような高速成形にお
いても十分な超塑性伸びが得られるＡｌ−Ｍｇ系アルミ
ニウム合金板が提供され、当該アルミニウム合金板を使
用して超塑性成形を行うことにより成形時間が短縮され
生産性が改善される。
おいて、歪速度が 10 -2〜100/s のような高速成形にお
いても十分な超塑性伸びが得られるＡｌ−Ｍｇ系アルミ
ニウム合金板が提供され、当該アルミニウム合金板を使
用して超塑性成形を行うことにより成形時間が短縮され
生産性が改善される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６９１ ６９１Ｂ ６９４ ６９４Ｂ ６９４Ｚ Ｃ２２Ｋ 3:00 (56)参考文献 特開 平４−72030（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−212562（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−17178（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−145441（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−285046（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−240395（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−197177（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−199272（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22F 1/04 - 1/057 ＪＩＣＳＴファイル（ＪＯＩＳ)
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｍｇ：３．０〜８．０％（重量％、以下
同じ）、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有し、不純物
としてのＦｅを０．０６％以下、Ｓｉを０．０６％以下
に制限し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる合金
よりなり、該合金のマトリックス中に存在する粒径１μ
ｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が２０００個／ｍｍ
2 以下、平均結晶粒径が２５〜２００μｍ、３５０〜５
５０℃の温度域で歪速度１０-2〜１０0 ／ｓで成形加工
した場合の伸びが３８０％以上であることを特徴とする
高速超塑性成形に優れたアルミニウム合金板。 - 【請求項２】 Ｃｕ：０．０５〜０．５０％を含有する
ことを特徴とする請求項１記載の高速超塑性成形に優れ
たアルミニウム合金板。 - 【請求項３】 Ｍｎ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．１０
％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴と
する請求項１または２記載の高速超塑性成形に優れたア
ルミニウム合金板。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載のアルミ
ニウム合金鋳塊を均質化処理した後、圧延開始温度を２
５０℃以上、４００℃未満とする熱間圧延を行い、冷間
圧延後、３５０〜５５０℃の温度で最終焼鈍して、平均
結晶粒径２５〜２００μｍのアルミニウム合金板を作製
し、該アルミニウム合金板を３５０〜５５０℃の温度で
歪速度１０-2〜１０0 ／ｓで成形加工し３８０％以上の
伸びを得ることを特徴とする高速超塑性成形に優れたア
ルミニウム合金板の成形方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23770795A JP3145904B2 (ja) | 1995-08-23 | 1995-08-23 | 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 |
| PCT/JP1995/002564 WO1997008354A1 (fr) | 1995-08-23 | 1995-12-12 | Tole en alliage d'aluminium presentant une excellente aptitude au formage superplastique a haute vitesse et procede de production de cette tole |
| EP95940435A EP0846781B1 (en) | 1995-08-23 | 1995-12-12 | Process of forming an aluminium sheet with excellent high speed superplastic formability |
| US09/000,097 US20010001969A1 (en) | 1995-08-23 | 1995-12-12 | Aluminum alloy sheet excellent in high-speed superplastic formability and process of forming the same |
| DE69519444T DE69519444T2 (de) | 1995-08-23 | 1995-12-12 | Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumbleches mit hervorragender Hochgeschwindigkeitssuperplastizität |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23770795A JP3145904B2 (ja) | 1995-08-23 | 1995-08-23 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0959736A JPH0959736A (ja) | 1997-03-04 |
| JP3145904B2 true JP3145904B2 (ja) | 2001-03-12 |
Family
ID=17019320
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23770795A Expired - Fee Related JP3145904B2 (ja) | 1995-08-23 | 1995-08-23 | 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 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20010001969A1 (ja) |
| EP (1) | EP0846781B1 (ja) |
| JP (1) | JP3145904B2 (ja) |
| DE (1) | DE69519444T2 (ja) |
| WO (1) | WO1997008354A1 (ja) |
Cited By (1)
| 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 |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4534573B2 (ja) * | 2004-04-23 | 2010-09-01 | 日本軽金属株式会社 | 高温高速成形性に優れたＡｌ‐Ｍｇ合金板およびその製造方法 |
| US8420011B2 (en) | 2005-01-19 | 2013-04-16 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy plate and process for producing the same |
| KR100676174B1 (ko) * | 2006-05-25 | 2007-02-01 | 주식회사 엠코 | 철골건축구조물용 착탈식 안전망 설치대 |
| US8323428B2 (en) * | 2006-09-08 | 2012-12-04 | Honeywell International Inc. | High strain rate forming of dispersion strengthened aluminum alloys |
| JP2016191137A (ja) * | 2015-03-31 | 2016-11-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 樹脂被覆缶胴用アルミニウム合金板 |
| JP2018199866A (ja) * | 2018-08-24 | 2018-12-20 | 株式会社神戸製鋼所 | 樹脂被覆缶胴用アルミニウム合金板 |
| CN113695538B (zh) * | 2021-09-03 | 2023-07-25 | 中铝河南洛阳铝加工有限公司 | 一种高成形性镜面铝板带材的制备方法及镜面铝板带材 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59159961A (ja) * | 1983-02-28 | 1984-09-10 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 超塑性Ａｌ合金 |
| JPH02285046A (ja) * | 1989-04-26 | 1990-11-22 | Sky Alum Co Ltd | 超塑性加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
| JP2517445B2 (ja) * | 1990-06-05 | 1996-07-24 | スカイアルミニウム株式会社 | ダイアフラム成形用ａ１合金板およびその製造方法 |
| JP2865499B2 (ja) * | 1991-09-26 | 1999-03-08 | 健 増本 | 超塑性アルミニウム基合金材料及び超塑性合金材料の製造方法 |
| JP2510449B2 (ja) * | 1992-01-31 | 1996-06-26 | スカイアルミニウム株式会社 | ロ―ルボンドパネル用クラッド板の製造方法 |
| JPH05230583A (ja) * | 1992-02-25 | 1993-09-07 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 成形加工性のすぐれた高強度Ａｌ合金板材 |
| JPH05345963A (ja) * | 1992-06-12 | 1993-12-27 | Furukawa Alum Co Ltd | 高成形性アルミニウム合金板の製造方法 |
| DE69304009T2 (de) * | 1992-10-23 | 1997-02-06 | Kawasaki Steel Co | Verfahren zur Herstellung von Blech aus Al-Mg - Legierung für Pressformen |
| US5518558A (en) * | 1992-11-17 | 1996-05-21 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Aluminum alloy sheets excellent in strength and deep drawing formability and process for manufacturing same |
| JPH07145441A (ja) * | 1993-01-27 | 1995-06-06 | Toyota Motor Corp | 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JPH06240395A (ja) * | 1993-02-12 | 1994-08-30 | Sky Alum Co Ltd | 超塑性成形用アルミニウム合金板、その製造方法およびそれを用いた超塑性成形体 |
| JPH07197177A (ja) * | 1994-01-10 | 1995-08-01 | Sky Alum Co Ltd | キャビテーションの少ない超塑性成形用アルミニウム合金圧延板 |
| JPH08199272A (ja) * | 1995-01-19 | 1996-08-06 | Nippon Steel Corp | アルミニウム合金板とその成形方法 |
-
1995
- 1995-08-23 JP JP23770795A patent/JP3145904B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1995-12-12 DE DE69519444T patent/DE69519444T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1995-12-12 US US09/000,097 patent/US20010001969A1/en not_active Abandoned
- 1995-12-12 WO PCT/JP1995/002564 patent/WO1997008354A1/ja active IP Right Grant
- 1995-12-12 EP EP95940435A patent/EP0846781B1/en not_active Expired - Lifetime
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 |
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0846781A1 (en) | 1998-06-10 |
| US20010001969A1 (en) | 2001-05-31 |
| JPH0959736A (ja) | 1997-03-04 |
| WO1997008354A1 (fr) | 1997-03-06 |
| DE69519444D1 (de) | 2000-12-21 |
| EP0846781B1 (en) | 2000-11-15 |
| EP0846781A4 (en) | 1998-11-18 |
| DE69519444T2 (de) | 2001-06-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6056835A (en) | Superplastic aluminum alloy and process for producing same | |
| JP3194742B2 (ja) | 改良リチウムアルミニウム合金系 | |
| EP0480402B1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| JPS59159961A (ja) | 超塑性Ａｌ合金 | |
| 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 | |
| US4797164A (en) | Process for manufacturing a fine-grained recrystallized sheet | |
| JP2002348625A (ja) | 温間成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造法 | |
| JP2003239052A (ja) | アルミニウム箔地の製造方法およびアルミニウム箔の製造方法 | |
| US5116428A (en) | Rolled thin sheets of aluminum alloy | |
| 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 | |
| JP2931538B2 (ja) | 曲げ加工性に優れたバンパー用高強度アルミニウム合金材およびその製造方法 | |
| JP2921820B2 (ja) | 冷間予成形可能な超塑性成形用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP3161141B2 (ja) | アルミニウム合金薄板の製造方法 | |
| JPH07116567B2 (ja) | Ａ１−Ｃｕ−Ｌｉ−Ｚｒ系超塑性板の製造方法 | |
| 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 | |
| JP3286119B2 (ja) | アルミニウム合金箔地及びその製造方法 | |
| JPH0978168A (ja) | アルミニウム合金板 | |
| JP2858069B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性高強度アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JPS6296643A (ja) | 超塑性アルミニウム合金 | |
| 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 | |
| JP3005354B2 (ja) | Ａｌ粉末合金の熱処理方法 | |
| JPH0794701B2 (ja) | 溶接構造用アルミニウム合金軟質材の製造方法 | |
| JPH0689439B2 (ja) | 構造用Ａｌ―Ｃｕ―Ｍｇ―Ｌｉ系アルミニウム合金材料の製造方法 | |
| JPH08199272A (ja) | アルミニウム合金板とその成形方法 | |
| JP2004084015A (ja) | 耐エロージョン性および強度に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090105 Year of fee payment: 8 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |