JP5376812B2

JP5376812B2 - 高温加圧気体成形品の製造方法

Info

Publication number: JP5376812B2
Application number: JP2008037714A
Authority: JP
Inventors: 田尻彰; 田形勉; 小松原俊雄; 高田健; 齋藤和也; 渡邉純友; 風間仁; 後藤明
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp; Furukawa Sky Aluminum Corp
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp; Furukawa Sky Aluminum Corp
Priority date: 2008-02-19
Filing date: 2008-02-19
Publication date: 2013-12-25
Anticipated expiration: 2028-02-19
Also published as: JP2009197258A

Description

本発明は、高温加圧気体成形により成形される高温加圧気体成形品の製造方法に関するものである。

高温加圧気体を利用したアルミニウム合金板材の成形方法として、超塑性成形が知られている。一般にアルミニウム合金板材の超塑性成形では、３５０℃〜５５０℃の温度範囲、１ＭＰａ未満の圧力、１０^−３／ｓｅｃ〜１０^−４／ｓｅｃ程度のひずみ速度で、ゆっくり成形する必要がある。この条件下で成形することにより、アルミニウム合金板材に超塑性現象が発現し、結晶粒界すべりを主体とした変形により成形される。

この超塑性成形によれば超塑性変形により１５０％を超える伸びが得られることから、複雑な形状を一体成形することが可能となり、航空機や自動車部品など様々な用途に利用されている。しかしこの超塑性成形によって複雑な形状に成形した場合、局部的に大きな伸びが与えられ、その部分で板厚が薄くなり過ぎ、構造的に強度不足が生じることがある。
その様に軽量で、強度に優れた材料であるアルミニウム合金板材の良好な特性が損なわれるという問題に対して、材料の提案だけでなく、冷間予成形を行うなど加工技術面からの提案もなされている。

一般にアルミニウム合金板材の超塑性成形には、安価で強度に優れたＡｌ−Ｍｇ系合金が用いられる例が多い。
特許文献１には、アルミニウム合金を予め冷間で予成形を行い、その後超塑性成形を行えば、局部的な薄肉化を回避でき、強度面でも優れた成形品が得られることが示されている。
特許文献２には、このＡｌ−Ｍｇ系合金にＭｎとＣｕの両者を特定量含有させる化学成分組成とすることで、成形品の強度を確保することが提案されている。

しかし、強度低下をもたらす原因は局部的な板厚減少だけではなく、超塑性成形におけるキャビテーションも強度低下の原因となる。
すなわち超塑性成形では、２００％を超える大変形に伴い、結晶粒界の三重点や晶出物近傍でマトリックスが充填されずに空洞となる場合があり、係るキャビテーションは強度の低下だけでなく、構造材などの用途では疲労強度を低下する原因ともなる。
このキャビテーションは結晶粒を微細化することで抑制することができる。

このキャビテーションに関し、特許文献３にはキャビテーションの原因となる不純物としてのＦｅおよびＳｉの制限範囲と、Ａｌ−Ｍｇ系合金の超塑性成形を向上させる一方、キャビテーションを抑制するＣｕの添加量との量的バランスについて究明し、Ｃｕを添加することで、キャビテーションを抑制する方法が提案されている。

また、前述したように超塑性成形では、超塑性現象を発現させるためゆっくり成形することが必要であり、具体的には２０分〜３０分程度の成形時間を必要とする。このことは、工業規模の生産においては生産性を悪化させる原因となり、より早い成形速度で成形できる加工方法の開発が望まれている。
こうした要望に対して、特許文献４や特許文献５などにおいて、従来に比べより早い成形速度での成形技術が提案されている。

特許文献４では４００℃〜５１０℃の温度範囲、２５０ＰＳＩ（約１．８ＭＰａ）〜５００ＰＳＩ（約３．６ＭＰａ）で、形状の複雑にも依存し、２〜１２分で成形されている。
特許文献５では１５０℃以上４５０℃未満の温度範囲、１５ｋｇ／ｃｍ^２（約１．５ＰＭａ）〜１５０ｋｇ／ｃｍ^２（約１５ＰＭａ）で、２分以下で成形することが提案されている。

特開平７−２６３４２号公報特開２００４−２２５１１４号公報特開平１０−２５９４４１号公報特開２００１−７１０４６号公報特開２００２−１１５２７号公報

以上の特許文献１〜特許文献５にもみられる様に、軽量で、強度に優れた材料であるアルミニウム合金板材の良好な特性を損なわず、かつ生産性が良い超塑性成形を工業規模の生産において行うための検討が進められてきた。
しかし実際の加工工程においては、以上の従来の高温加圧気体成形品及びその高温加圧気体成形品の製造方法ではＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板材を用いた超塑性成形での、生産性の悪さは未だ満足できる程度には改善されていない。

また形状の複雑さにもより、現実にしばしば破断やキャビテーションが問題となることがあり、複雑形状の高速成形を実施したときの破断やキャビテーションの抑制が未だ充分な解決には至っていない。
さらに特許文献３に示す様に、Ｃｕを添加することで、キャビテーションを抑制することができたとしても、Ｃｕの添加は、耐食性を劣化させると言う裏面の問題があり、成形品の強度を向上させるための現実的な解決とはなっていない。

したがってこうした現状において、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板材を用いた超塑性成形での成形品の強度を向上させ、生産性を改善すると共に複雑形状の高速成形を実施したときの破断を抑制し、さらには、耐食性を劣化させることなくキャビテーションを抑制することが可能で、更なる高強度薄肉化、軽量化を達成することができる安定した高速成形技術の開発が望まれている。

本発明は以上の従来技術における問題に鑑み、耐食性に優れた強度の高い成形品を生産性良く、安定して供給することを可能とした高温加圧気体成形品の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは以上の課題を達成するべく鋭意実験検討を重ねた結果、３００℃〜４５０℃の温度に加熱された所定のアルミニウム合金板材を、成形前の結晶粒径を２０μｍ未満、引張試験における伸び１００％でのキャビテーション面積率を１．５％以下となるよう調製し、１〜４ＭＰａの圧力で３分以内に成形すると、高速で導入された加工ひずみが蓄積され、その場再結晶が起こり、結晶粒径が１０μｍ以下の極めて微細な結晶粒を有する成形品が得られることを見い出した。

本発明の高温加圧気体成形品の製造方法は、Ｍｇ３．０〜８．０％、１．５％を超えて２．０％以下のＭｎを含有し、Ｃｒ０．３％以下（０％は含まない）及びＺｒ０．３％以下（０％は含まない）及びＶ０．３％以下（０％は含まない）のうちの１種または２種以上を含有すると共に、Ｆｅを０．３％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金板を、均質化処理後、熱間圧延、冷間圧延して成形前の結晶粒径を２０μｍ未満、温度３５０℃、歪み速度１×１０^−２／ｓｅｃの条件下における伸び１００％でのキャビテーション面積率を１．５％以下となるよう調製する工程と、３００℃以上４５０℃以下に加熱し、圧力１ＭＰａ以上４ＭＰａ以下の加圧気体により３分以内に成形する工程とよりなり、得られる高温加圧気体成形品の０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上で、得られる高温加圧気体成形品の結晶粒径を１０μｍ以下に調整することを特徴とする。

本発明の高温加圧気体成形品の製造方法によれば、高速成形が可能で生産性が向上し、破断やキャビテーションの問題がなく、安定した成形品が保証される。また、本発明の高温加圧気体成形により成形された製品は、きわめて微細な結晶組織を有することから、従来に比べ高い強度が得られる。その結果適用部品の薄肉化、軽量化が可能となり、コスト低減、省エネ等、経済や環境に大きな効果をもたらすことが期待される。

本発明の詳細な内容について説明する。先ずこの発明に使用するアルミニウム合金板材の成分限定理由について述べる。
Ｍｇ：Ｍｇは再結晶粒を微細化して、成形性を向上させ、また材料の耐食性および溶接性を阻害することなく、強度を向上させる作用を有する。ここで、Ｍｇ量が３．０％未満では成形性向上効果が不充分となり、８．０％を越えれば、熱間圧延性、冷間圧延性が悪くなって、製造が困難となる。したがってＭｇ量は３．０〜８．０％の範囲内とした。

Ｍｎ：Ｍｎは再結晶粒を微細化し、かつ成形時に結晶粒の異常粗大化を防ぐ効果がある。また強度向上の効果もある。Ｍｎが１．５％以下ではこれらの効果が不十分であり、一方Ｍｎが２．０％を越えれば粗大金属間化合物が生成して成形が困難となるから、Ｍｎは１．５％を超えて２．０％以下の範囲とした。
結晶粒の微細化はキャビテーションの発生を抑制する上でも重要である。

Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ：これらの元素はいずれも再結晶粒を微細化し、かつ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。またＣｒ、Ｚｒ、Ｖのいずれかが０．３％を越えれば粗大金属間化合物が生成して成形が困難となる。したがって、Ｃｒ０．３％以下（０％は含まない）及びＺｒ０．３％以下（０％は含まない）及びＶ０．３％以下（０％は含まない）のうちの１種または２種以上を含有することとした。

さらに、一般のアルミニウム合金では不純物としてＦｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ等が含有されるが、不純物としてのＦｅ量が多ければ、粗大なＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓ系やＡｌ−Ｆｅ―Ｍｎ系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ることから、Ｆｅは不純物として０．３％以下に規制することが好ましい。Ｓｉの量が多ければ、粗大なαＡｌ−Ｍｎ（Ｆｅ）−Ｓｉ相やＭｇ_２Ｓｉ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ることから、Ｓｉは不純物として０．３％未満に規制することが好ましい。またＣｕが多ければ耐食性が劣化するだけでなく、熱間圧延が困難となることから、Ｃｕは０．１％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％以下であれば特に本発明のアルミニウム合金板材の特性を損なうことはない。

また、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。この発明の場合にもＢｅが溶湯表面に緻密な酸化皮膜を形成し、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役立つため、添加することが望ましい。
ここで、キャビテーションは伸びの低下の原因となるとともに、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。

本発明における成形は、３００〜４５０℃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、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％の範囲内とする。

さらに本発明のアルミニウム合金板材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、いずれの場合も成形性に悪影響を与える。したがって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。

次に本発明の高温加圧気体成形品の製造方法について説明する。
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、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。

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。４００℃以下では均質化効果が不十分であり、５６０℃以上では共晶融解が発生し、キャビテーションが増加する。０．５時間未満では均質化効果が不十分であり、２４時間以上では効果が飽和し、また不経済である。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４００〜５６０℃×０〜３０秒とすることが好ましい。バッチ式２５０℃以下、連続焼鈍４００℃以下では軟質化の効果が不十分、バッチ式４５０℃以上では表面酸化皮膜が厚くなり圧延性と表面品質が低下する。連続焼鈍５６０℃以上では、共晶融解が発生し、キャビテーションが増加する。バッチ式０．５時間以下は軟質化の効果が不十分、１２時間以上は効果が飽和し、不経済である。連続焼鈍３０秒以上では表面酸化皮膜が厚くなり圧延性と表面品質が低下し好ましくない。

一方、連続鋳造法によって得られた鋳造板に対しては、熱間圧延を行いまたは行わずにコイルに巻取り、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。

ここで、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、さらに７０％以上が望ましい。
最終板厚前の冷間圧延率が５０％未満では、再結晶粒が粗大化して、充分な特性が得られない。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、成形前の結晶粒径を２０μｍ未満の微細な再結晶組織とすることができる。結晶粒径が２０μｍ以上では強度及び成形性において十分な性能が得られない。
成形前に再結晶組織とするためには、アルミニウム合金板材の最後の製造工程として、冷間圧延板に焼鈍を施しても良いが、成形のために板を３００℃〜４５０℃に加熱する工程で再結晶させることが好ましい。

次に成形条件について詳細に説明する。
予め加熱された加圧気体成形機にアルミニウム合金板材をセットし、３００℃〜４５０℃に加熱する。３００℃未満ではアルミニウム合金板材を十分に再結晶させることができない。４５０℃を超えて加熱すると、再結晶粒が粗大化する恐れが有り好ましくない。ひずみの開放を抑制し、成形品の結晶粒を微細にするためには４５０℃未満とすることが望ましい。このことから成形温度は３００℃〜４５０℃、望ましくは３８０℃以上４２０℃未満とする。
成形機にセットする前に、予め板を加熱することもできる。予め板を加熱しておくことで、成形のサイクルタイムを短縮することが可能となる。その場合、板材の搬送中に温度低下を起こすときには、低下温度を見込んだ温度で予め加熱を施しても良い。成形用の高圧ガスとしては、Ｎ_２ガスが比較的安価で適しているが、不活性ガスが必要な場合にはアルゴンガス等も利用できる。また、圧縮機があれば空気でもよい。

成形圧力は１〜４ＭＰａで成形時間は３分以内で成形する。
３００℃〜４５０℃の成形温度で圧力１ＭＰａ未満では、３分以内で成形を完了することは困難である。一方４ＭＰａを超えた圧力での成形は、破断が生じる恐れがある。成形時間については、３分以内としたが、３分を越える時間で成形すると、部分的に結晶粒の粗大化が生じる恐れが有るため好ましくない。望ましくは２分以内である。
１ＭＰａ未満の圧力では板厚にもよるが、十分なひずみ速度が得られず、その場再結晶を起こすに足り得る加工ひずみの蓄積が不十分となる。その結果、結晶粒は成形前の状態を維持するか、あるいは部分的に粗大化が起こることが有り、本発明の目的とする強度の高い高温加圧気体成形品は得られない。

本発明においては、引張試験における伸び１００％でのキャビテーション面積率が１．５％以下、望ましくは１．０％以下となるよう調製したアルミニウム合金板材を用いる。

高温加圧成形では部分的に大きな板厚減少を伴う場合が多く、しばしばキャビテーションが問題となることがある。キャビテーション面積率が大きくなると、成形品の静的強度や疲労強度の劣化を招く恐れがあり好ましくない。本発明者らの検討結果から、大変形の目安となる伸び１００％でのキャビテーション面積率が１．５％以下であれば、実用上問題ないことが解った。望ましくは１．０％以下である。

ここでキャビテーション面積率とは、具体的には、成形板材の断面を研磨し、画像解析装置により観察し、材料内部に発生している、キャビティーション量を測定することである。

伸び１００％でのキャビテーション面積率の測定は、成形板材の板厚が、元板の１／２板厚になった板材（成形品）の測定を行うことである。

また本発明の高温加圧気体成形品は０．２％耐力で１５０ＭＰ以上の強度を有することを特徴とする。
結晶粒を微細にすることで、強度が向上することは一般に知られている。本発明の組成のアルミニウム合金板材では、結晶粒径を１０μｍ以下とすることで、０．２％耐力で１５０ＭＰ以上を達成することができる。そのためには、本発明で特定した合金組成、成形温度３００℃〜４５０℃、成形圧力１〜４ＭＰａ、成形時間３分以内、結晶粒径１０μｍ以下のすべての条件が満たされなければならない。０．２％耐力が１５０ＭＰａを超えることで、たとえば薄肉化や軽量化が可能となりコスト低減、省エネ等、経済や環境に大きな効果をもたらすことが期待される。

［実施例］
表１に示す成分組成の９種類の合金を、常法に従ってＤＣ鋳造法により鋳造した。
合金番号２〜合金番号６，８は本発明で規定した成分範囲に適合する合金であり、合金番号９〜合金番号１１は本発明で規定した成分範囲を外れた合金である。
各鋳塊を面削した後、５３０℃×１０時間の均質化処理を行なった。次に５００℃に加熱して熱間圧延を施し、板厚６ｍｍの熱延板を得た。その後冷間圧延を行って板厚１．５ｍｍに仕上げた。一部のものついては冷間圧延途中で中間焼鈍を実施した。中間焼鈍は３９０℃×２時間保持のバッチ焼鈍とした。

成形実験はＮ_２ガスを使用した加圧成形法により、３５０ｍｍ×３５０ｍｍ、高さ８０ｍｍの角筒成形を実施した。成形条件を表２に示す。成形時間については、昇圧を３０ｓｅｃとし、昇圧後の保持時間を加えて成形時間とした。角筒成形の中央付近からサンプルを切り出し、圧延方向に直角方向断面のミクロ組織観察により成形後の結晶粒径を測定した。また圧延に平行方向の引張試験により０．２％耐力を測定した。
成形前の結晶粒については、別途成形温度に加熱したサンプルのミクロ組織観察により結晶粒径を測定した。さらに温度３５０℃、ひずみ速度１×１０^−２／ｓｅｃで引張試験を行い、伸び１００％でのキャビテーション面積率を測定した。

比較例である製造番号９は本発明例の合金番号４を用いて製造された。

また製造番号９の比較例は圧力３ＭＰａの加圧気体により成形時間を１００ｓｅｃとし、圧力１ＭＰａ以上４ＭＰａ以下の加圧気体により３分以内に成形されるとする条件に適合する条件で成形された。

さらに製造番号９の比較例では成形温度が３２０℃〜４２０℃の温度範囲とされ、温度３００℃以上４５０℃以下に加熱するという条件に適合する条件で成形された。

製造番号９は成形前のアルミニウム合金板材のキャビテーション面積率が１．５％を越えて２．１％であった。このようなアルミニウム合金板材につき冷間圧延途中で中間焼鈍を施したが、焼鈍後の冷間圧延率が５０％に満たなかったため、再結晶前の加工ひずみの蓄積が少なく、加工前結晶粒径が２７μｍであり、結晶粒径の大きい材料となったが、成形は可能であった。また、製造番号９の成形後の結晶粒径が１０μｍ以下という本発明の規定を越える１２μｍであり、その結果成形後の０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上という条件に満たない１４５ＭＰａであった。

製造番号１０〜製造番号１４、製造番号１６〜製造番号１９は、温度３６０℃に加熱し、圧力３ＭＰａの加圧気体により成形時間を１００ｓｅｃとして本発明条件に適合する同一の条件で成形された。

その中で本発明例である製造番号１０〜１４、製造番号１６は、製造番号１０は合金番号２、製造番号１１は合金番号３、製造番号１２は合金番号４、製造番号１３は合金番号５、製造番号１４は合金番号６、製造番号１６は合金番号８を用いて製造され、いずれも本発明例に該当する合金を用いて製造されたことから、良好な成形性、成形品強度を示した。

これに対して製造番号１７はＭｎ添加量が１．５％を超えて２．０％以下とする条件に達しない０．５０％である合金番号９を用いており、また製造番号１８はＭｎ添加量が１．５％を超えて２．０％以下とする条件に達しない０．７０％とし、さらに成形中の結晶粒の粗大化を抑制するＣｒ０．３％以下、Ｚｒ０．３％以下、Ｖ０．３％以下（いずれも０％は含まない）のうちの１種または２種以上を含有するとする条件に反してＣｒ、Ｚｒ、Ｖいずれも添加しない合金番号１０を用いたため、成形後の結晶粒径が１０μｍ以下とする条件を越えて結晶粒径が製造番号１７は１５μｍに達し、製造番号１８は１６μｍに達し、成形後の結晶粒の微細化が不十分で成形後の０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上という条件を充足しない。

製造番号１９は成形中の結晶粒の粗大化を抑制するＣｒ０．３％以下、Ｚｒ０．３％以下、Ｖ０．３％以下（いずれも０％は含まない）のうちの１種のみとしてＦｅ０．３％以下とする条件を越えてＦｅ含有量が０．３５％の合金番号１１を用いたため、鋳造時生じた粗大な晶出物が原因で、成形途中に破断が発生した。また晶出物周りにキャビテーションが発生し、キャビテーション面積率が１．５％以下とする条件を充足せずキャビテーション面積率は３．２％であった。このため十分な変形能が得られず、成形途中で破断した。

Claims

Ｍｇ３．０〜８．０％、１．５％を超えて２．０％以下のＭｎを含有し、Ｃｒ０．３％以下（０％は含まない）及びＺｒ０．３％以下（０％は含まない）及びＶ０．３％以下（０％は含まない）のうちの１種または２種以上を含有すると共に、Ｆｅを０．３％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金板を、均質化処理後、熱間圧延、冷間圧延して成形前の結晶粒径を２０μｍ未満、温度３５０℃、歪み速度１×１０^−２／ｓｅｃの条件下における伸び１００％でのキャビテーション面積率を１．５％以下となるよう調製する工程と、３００℃以上４５０℃以下に加熱し、圧力１ＭＰａ以上４ＭＰａ以下の加圧気体により３分以内に成形する工程とよりなり、得られる高温加圧気体成形品の０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上で、得られる高温加圧気体成形品の結晶粒径を１０μｍ以下に調整することを特徴とする高温加圧気体成形品の製造方法。